TIAGO FILIPE Fadiga térmica em lingoteiras para vazamento ... · Solidificação do alumínio e suas ligas ... ligas de níquel e cobalto sujeitas a ensaios de fadiga ... selagem

Universidade de Aveiro

2012 Departamento de Engenharia de Materiais e Cerâmica

TIAGO FILIPE

VIEIRA SILVA

Fadiga térmica em lingoteiras para vazamento de

alumínio.

ii

Universidade de Aveiro

2012 Departamento de Engenharia de Materiais e Cerâmica

TIAGO FILIPE

VIEIRA SILVA

Fadiga térmica em lingoteiras para vazamento de

alumínio.

Dissertação apresentada à Universidade de Aveiro para cumprimento dos

requisitos necessários à obtenção do grau de Mestre em Engenharia de

Materiais, realizada sob a orientação científica do Dr. Rui Silva e do Dr.

Augusto Lopes, Professores do Departamento de Engenharia de Materiais

e Cerâmica da Universidade de Aveiro.

iii

Dedico este trabalho à minha família, namorada e amigos, pela inspiração,

incentivo e apoio incondicional revelado durante a realização desta

dissertação.

iv

O júri

presidente

Prof. Dr. Fernando Manuel Bico Marques

Professor Catedrático da Universidade de Aveiro

Prof. Dr. Manuel Fernando Gonçalves Vieira

Professor Associado da Faculdade de Engenharia da Universidade do Porto

Prof. Dr. Rui Ramos Ferreira e Silva

Professor Associado da Universidade de Aveiro

Prof. Dr. Augusto Luís Barros Lopes

Professor Auxiliar da Universidade de Aveiro

.

v

Agradecimentos

O horizonte temporal de construção desta dissertação permitiu a intervenção

enriquecedora e inesquecível de diversas personalidades. Um especial

agradecimento ao Professor Doutor Augusto Luís Barros Lopes e, ao

Professor Doutor Rui Silva.

Um particular agradecimento pela sua disponibilidade à Engenheira Odete

Santos da Duritcast e ao Engenheiro Sacramento da Duritsteel.

Não poderia deixar também de agradecer a todas as pessoas que foram

fundamentais para colmatar as dificuldades de realização deste trabalho. De

tantos que participaram nesta investigação, um especial agradecimento ao

meu amigo Engenheiro João Moura, à Engenheira Ana e à Engenheira Célia,

ao Doutor Filipe Oliveira, ao Sr. Jacinto e ao Sr. Octávio do Departamento de

Engenharia de Materiais e Cerâmica da Universidade de Aveiro e à Doutora

Gabriela Vincze do Departamento de Mecânica da Universidade de Aveiro.

Pela permissão de acesso aos equipamentos de microscopia eletrónica, fica o

agradecimento à RNME – Polo de Aveiro (projeto FCTRED/1509/RME/2005).

A todos que também colaboraram de uma ou outra forma, o meu muito

obrigado.

vi

Palavras-chave

Lingoteiras para vazamento de alumínio, fadiga térmica, aço 1,25Cr-0,5M0

(WC6).

Resumo

Este trabalho foi dedicado ao estudo do efeito da fadiga térmica nas lingoteiras

em aço produzidas pela empresa Duritcast, para vazamento de alumínio. Para

tal, foram realizados ensaios de imersão cíclica de amostras de fragmentos de

lingoteiras em alumínio líquido num forno adaptado com o propósito de simular

a fadiga térmica. As amostras antes e após os ciclos térmicos foram

caracterizadas por ensaios de tração uniaxial, de dureza e observações

microestruturais por microscopia ótica e eletrónica. Paralelamente foram

efetuados cálculos pelo método dos elementos finitos com o objetivo de

determinar a intensidade e distribuição das tensões térmicas desenvolvidas

nas lingoteiras e nas amostras durante os ciclos térmicos.

Foi possível simular os gradientes térmicos e tensões térmicas

desenvolvidas nas lingoteiras e nas amostras utilizadas nos ensaios de fadiga

térmica, utilizando o método dos elementos finitos. Os resultados obtidos

permitiram prever o desenvolvimento de tensões térmicas superiores ao valor

limite de elasticidade do aço WC6, e consequente deformação plástica do

material.

Os ciclos térmicos provocaram um aumento de tensão limite de

elasticidade, tensão de rotura e dureza e uma diminuição de deformação

uniforme do aço WC6. A análise microestrutural realizada permitiu concluir

que o principal mecanismo responsável por estas alterações foi o

encruamento resultante da deformação plástica do material devido às tensões

térmicas geradas durante os ciclos térmicos. Com base nestes resultados

foram sugeridas medidas susceptíveis de aumentar o tempo de vida em

serviço das lingoteiras.

vii

Keywords

Steel molds for aluminum casting, thermal fatigue, 1.25Cr-0.5M0 (WC6) steel.

Abstract

This work was devoted to study the effect of thermal fatigue in steel molds produced by the company Duritcast for aluminum casting. For this purpose, cyclic immersing tests in liquid aluminum were accomplished in an adapted furnace aiming the simulation of the thermal fatigue on samples cut from mold fragments. The samples were characterized by uniaxial tensile tests, hardness tests and microstructural observations by optical and electron microscopy before and after thermal cycles.

At the same time, simulations by finite element method were performed with the aim of calculating intensity and distribution of thermal stresses developed in the ingot molds during the thermal cycles. It was possible to simulate the thermal gradients and thermal stresses developed in the mold and in the samples used in thermal fatigue tests by finite element method simulation. The results allowed to predict the development of thermal stresses higher than the yield stress of the steel WC6 and, consequent, by plastic deformation of the pieces.

The thermal cycles promoted an increase of yield strength, tensile strength and hardness and a decrease of uniform deformation of the WC6 steel samples. The microstructural analysis allowed to conclude that the main mechanism for these changes was the strain hardening resulting from plastic deformation due to the thermal stresses developed during the thermal cycle. Based on these results some measures to increase the service lifetime of the ingot molds were suggested.

viii

Índice

I. Introdução ........................................................................ 1

II. Revisão bibliográfica ....................................................... 3

1. Processos de transferência de calor ............................................................... 3

1.1. Transferência de calor por condução ............................................................. 3

1.2. Transferência de calor por convecção ........................................................... 4

1.3.Transferência de calor por radiação ................................................................ 6

2. Processo de solidificação ............................................................................... 6

2.1. Nucleação homogénea ................................................................................... 7

2.2. Nucleação heterogénea .................................................................................. 7

2.3. Crescimento de cristais num metal líquido e formação de grãos .................. 7

2.4. Solidificação no interior da moldação ........................................................... 8

2.5. Solidificação do alumínio e suas ligas ......................................................... 10

3. Lingotamento de Alumínio .......................................................................... 11

4. Classificação dos aços ................................................................................. 11

4.1. Aços de Crómio-Molibdénio (Cr–Mo) ........................................................ 12

4.2 Precipitação nos aços Cr-Mo ........................................................................ 14

4.3. Evolução dos precipitados nos Aços Cr-Mo ............................................... 15

4.4. O aço 1,25Cr – 0,5Mo ................................................................................. 16

5. Tratamentos térmicos................................................................................... 17

5.1. Recozimento ................................................................................................ 17

5.2. Normalização ............................................................................................... 18

5.3. Recozimentos subcríticos ............................................................................ 18

5.4. Revenido ...................................................................................................... 19

6. Fadiga em materiais ..................................................................................... 20

6.1. Mecanismos de deformação plástica ........................................................... 20

6.2. Mecânica da fratura ..................................................................................... 20

6.3. Tensões resultantes de gradientes térmicos ................................................. 21

6.3.1 Coeficiente de expansão térmica ............................................................... 23

6.3.2 Módulo de Elasticidade ............................................................................. 23

6.3.3 Difusividade térmica .................................................................................. 24

6.3.4 Choque térmico .......................................................................................... 24

6.4 Falha por fadiga ............................................................................................ 25

6.4.1 Principais fatores que afetam a resistência à fadiga de um metal .............. 26

6.4.2 Teste de fadiga térmica .............................................................................. 29

7. Método dos elementos finitos ...................................................................... 30

ix

III. Procedimento experimental ........................................... 34

1. Material inicial e tratamentos térmicos........................................................ 34

2. Ensaios de fadiga térmica ............................................................................ 35

3. Caracterização do material .......................................................................... 39

3.1 Caracterização microestrutural .................................................................... 39

3.2 Caracterização mecânica ............................................................................. 40

3.2.1 Ensaios de dureza ...................................................................................... 40

3.2.2 Ensaios de tracção uniaxial ........................................................................ 41

4. Simulação pelo método dos Elementos Finitos ........................................... 43

4.1. Modelação .................................................................................................... 43

4.2. Discretização do modelo .............................................................................. 43

4.2. Condições fronteira ...................................................................................... 44

4.3 Propriedades do material ............................................................................. 45

4.4. Simulação .................................................................................................... 46

4.5. Análise ......................................................................................................... 46

IV. Resultados e Discussão .................................................. 47

1. Material inicial ............................................................................................. 47

1.1. Aço bruto de vazamento .............................................................................. 47

1.2. Material após tratamento térmico T0 ........................................................... 47

1.3. Material após tratamento térmico T1 ........................................................... 49

1. Efeito dos ciclos térmicos ............................................................................ 51

2.1. Simulação pelo método dos elementos finitos............................................. 51

2.1.1. Lingoteira .................................................................................................. 51

2.1.1.1. Comportamento na etapa de aquecimento ............................................. 52

2.1.1.2. Comportamento na etapa de arrefecimento ........................................... 57

2.1.2 Amostra de ensaio de fadiga térmica ......................................................... 62

2.1.2.1. Comportamento na etapa de aquecimento ............................................. 62

2.1.2.2. Comportamento no arrefecimento ......................................................... 65

2.2. Comportamento mecânico e análise microestrutural ................................... 68

2.3. Sugestões para prolongar o tempo de vida em serviço das lingoteiras........ 77

V. Conclusão ....................................................................... 78

VI. Sugestões para trabalhos futuros ................................... 79

Bibliografia .......................................................................... 80

Anexo .................................................................................. 81

x

Índice de Figuras

Figura 1- Imagens do processo de lingotamento de alumínio [1]. ................................... 1

Figura 2 - Esquema do processo de solidificação homogénea com formação de grãos

[3]. .................................................................................................................................... 8

Figura 3 - Representação esquemática do processo de solidificação no interior de uma

moldação [4]. .................................................................................................................... 8

Figura 4 - Processo de solidificação no interior de uma moldação [4]. ........................... 9

Figura 5 – Representação esquemática das etapas de contração durante a solidificação:

a) vazamento inicial, b) contração líquida, c) contração de solidificação e d) contração

sólida [4]. ........................................................................................................................ 10

Figura 6 - Variação da resistência com o tempo à temperatura de 550 ºC para um aço

Cr-Mo [8]. ....................................................................................................................... 14

Figura 7 - Principais carbonetos precipitados durante o revenido de um aço 2,25Cr-

1Mo, em função do tempo e da temperatura de revenido [8]. ........................................ 16

Figura 8 - Diagrama de transformação em arrefecimento contínuo (CCT) do aço WC6.

M representa o campo da transformação martensítica, B o campo da transformação

bainítica, F o campo da transformação ferrítica e P o campo da transformação perlítica

[11]. ................................................................................................................................ 19

Figura 9 - Distribuição da tensão numa amostra plana com uma fissura na superficie e

sujeita e uma tensão de tração [13]. ................................................................................ 21

Figura 10 - Desenvolvimento de tensões numa barra por acção da variação da

temperatura (ΔT). a) A barra é livre de expandir ou contrair; b) a barra é fixa em ambas

as extremidades, sendo impedida de expandir ou contrair [12]. .................................... 22

Figura 11 - Superfície típica de fratura por fadiga [3]. ................................................... 25

Figura 12 – Caracterização da resistência à fadiga através de curvas S-N. σe - limite de

fadiga de um material [13].............................................................................................. 26

Figura 13 - Influência da atmosfera ambiente na resistência à fadiga do aço 2 ¼ Cr-1Mo

[16]. ................................................................................................................................ 28

Figura 14 - Diagrama de fases de ferro - alumínio [16]. ................................................ 29

Figura 15 – Número de ciclos até ao aparecimento de fissuras de várias ligas de níquel e

cobalto sujeitas a ensaios de fadiga térmica através da imersão alternada em banhos com

temperatura de 316ºC e 1088ºC com tempos de imersão de 3 minutos [15]. ................ 30

Figura 16 - Representação esquemática do processo de discretização espacial de um

domínio por elementos finitos [17]. ............................................................................... 31

Figura 17 - Algumas formas geométricas possíveis para elementos finitos. Elementos

finitos a) unidimensionais, b) bidimensionais e c) tridimensionais[17]. ........................ 31

Figura 18 – Sequência das principais etapas envolvidas na simulação pelo método dos

elementos finitos. ............................................................................................................ 33

xi

Figura 19 - Dimensões externas da lingoteira e das amostras utilizadas nos ensaios de

fadiga térmica. Na figura também é indicado o local da lingoteira que foi utilizado para

produzir a amostra. ......................................................................................................... 35

Figura 20 - Equipamento utilizado nos ensaios de fadiga térmica. ................................ 36

Figura 21- Equipamento para ensaios de fadiga térmica de provetes cilíndricos antes

das adaptações realizadas para este trabalho. ................................................................. 37

Figura 22 –Amostra utilizada nos ensaios de fadiga térmica após selagem por soldadura

com chapa de aço e tubos para arrefecimento com água. A seta azul representa a entrada

da água de arrefecimento e a seta vermelha representa a saída. ..................................... 37

Figura 23 - Ensaio de fadiga térmica. a) A caixa contacta com o alumínio. b) A amostra

é elevada e refrigerada com água. .................................................................................. 38

Figura 24 - Sequência de operações envolvidas nos ensaios de fadiga térmica. ............ 38

Figura 25 - Microscópio ótico Janaphot 2000 utilizado na caracterização

microestrutural. ............................................................................................................... 39

Figura 26 - Equipamentos utilizado no polimento das amostras. ................................... 40

Figura 27 - Equipamento para medição de durezas Zwick/Roell ZHV. ........................ 41

Figura 28 - Obtenção dos provetes utilizados nos ensaios de tração uniaxial. A face

vermelha representa a face da amostra utilizada nos ensaios de fadiga térmica que

contactou com alumínio fundido e a face azul representa a face que contactou com a

água de arrefecimento. .................................................................................................... 42

Figura 29 - Dimensões dos provetes utilizados nos ensaios de tracção uniaxial. .......... 42

Figura 30 - Representação dos modelos 3D da a) lingoteira e b) das amostras utilizadas

nos ensaios de fadiga térmica. ........................................................................................ 43

Figura 31 – Modelos 3D após discretização da a) lingoteira e b) das amostras utilizadas

nos ensaios de fadiga térmica. ........................................................................................ 43

Figura 32 - Restrições impostas à lingoteira nos cálculos pelo MEF. ............................ 44

Figura 33 - a) Representação das faces da lingoteira envolvidas na transferência de calor

por convecção a) faces internas e b) faces externas. ...................................................... 45

Figura 34 - Imagem obtida por MO da microestrutura do aço bruto de vazamento. ..... 47

Figura 35 - Curva tensão nominal - deformação nominal apresentada pelo aço WC6

após tratamento térmico T0. ........................................................................................... 48

Figura 36 - Imagem obtida por MO da microestrutura do material após tratamento

térmico T0. ..................................................................................................................... 48

Figura 37 - Curva tensão nominal - extensão nominal do aço WC6 após tratamento T1.

Para efeitos comparativos a curva após tratamento térmico T0 é também apresentada.50

Figura 38 - Perfil de durezas ao longo da secção da amostra após tratamento térmico T1.

........................................................................................................................................ 50

Figura 39 - Imagens obtidas por MO da microestrutura do material em diferentes pontos

da secção da amostra após tratamento térmico T1. a) e c) Faces externas; b) interior da

amostra. .......................................................................................................................... 50

xii

Figura 40 - Imagem obtida por MO da microestrutura do material após tratamento

térmico T1. ..................................................................................................................... 51

Figura 41 - Modelo 3D da lingoteira. Face interna a vermelho e face externa a azul. . 51

Figura 42 - Evolução da temperatura da face interna da lingoteira com o tempo de

aquecimento, prevista pelo MEF. ................................................................................... 53

Figura 43 - Evolução da temperatura da face externa da lingoteira com o tempo de


Figura 44 - Evolução do valor médio da tensão térmica com o tempo de aquecimento,

previsto pelo MEF para a face interna da lingoteira. As tensões compressivas e trativas

são representadas por valores negativos e positivos, respetivamente. ........................... 54

Figura 45 - Distribuição espacial das tensões térmicas, prevista pelo MEF para a face

interna da lingoteira após 2 s de aquecimento. As setas identificam alguns locais da

lingoteira que desenvolvem tensões de maior amplitude. .............................................. 54


previsto pelo MEF para a face externa da lingoteira. Tensões compressivas e trativas são

representadas por valores negativos e positivos, respetivamente. .................................. 55


externa da lingoteira após 6 s de aquecimento. .............................................................. 55

Figura 48 - Distribuição espacial das tensões térmicas, prevista pelo MEF para a secção

da lingoteira após 2 s de aquecimento. ........................................................................... 56

Figura 49 - Valores de tensão, para um dado valor de deformação (ε’) se o

comportamento mecânico do material incluir (σ’) ou não (σ’’) o regime de deformação

plástico. ........................................................................................................................... 56


arrefecimento, prevista pelo MEF. ................................................................................. 58



Figura 52 - Evolução do valor médio da tensão térmica com o tempo de arrefecimento,

previsto pelo MEF para a face interna da lingoteira. As tensões compressivas e trativas

são representadas por valores negativos e positivos, respetivamente. ........................... 59


interna da lingoteira após 8 s de arrefecimento. ............................................................. 59


previsto pelo MEF para a face externa da lingoteira. Tensões compressivas e trativas são



externa da lingoteira após 7 s de arrefecimento. ............................................................ 60

Figura 56 - Distribuição espacial das tensões térmicas, prevista pelo método dos

elementos finitos para uma chapa após 5 s de aquecimento........................................... 61

Figura 57 – Evolução do valor médio de tensão com o tempo de arrefecimento previsto

pelo MEF em ambas as faces de uma chapa. ................................................................. 61

Figura 58 - Modelo 3D das amostras utilizadas nos ensaios de fadiga térmica. Face

externa a vermelho e face interna a azul......................................................................... 62

xiii

Figura 59 - Evolução da temperatura da face externa da amostra com o tempo de


Figura 60 - Evolução da temperatura da face interna da amostra com o tempo de



previsto pelo MEF para a face externa da caixa. As tensões compressivas e trativas são



externa da caixa após 0,5 s de aquecimento. .................................................................. 64


previsto pelo MEF para a face interna da caixa. As tensões compressivas e trativas são



interna da caixa após 20 s de aquecimento. .................................................................... 65

Figura 65 - Evolução da temperatura da face externa da amostra com o tempo de


Figura 66 - Evolução da temperatura da face interna da amostra com o tempo de



previsto pelo MEF para a face externa da caixa. As tensões compressivas e trativas são



externa da caixa após 4 s de arrefecimento. ................................................................... 67


previsto pelo MEF para a face interna da caixa. As tensões compressivas e trativas são



interna da caixa após 0,5 s de arrefecimento. ................................................................. 68

Figura 71 - Curva tensão nominal - extensão nominal do aço após tratamento térmico

T1 e 2000 e 5000 ciclos térmicos. Para efeitos comparativos é apresentada a curva após

tratamento térmico T1. Na figura também é identificado as faces (alumínio e água)

correspondentes aos ensaios. .......................................................................................... 69

Figura 72 - Perfil de durezas ao longo da secção da amostra de açocom tratamento

térmico T1 após 2000 ciclos de fadiga térmica. ............................................................. 71

Figura 73 - Perfil de durezas ao longo da secção da amostra de açocom tratamento

térmico T1 após 2000 ciclos de fadiga térmica. ............................................................. 71

Figura 74 - Imagem obtida por MO da microestrutura do aço tratado com T1 após 2000

ensaios de fadiga térmica. ............................................................................................... 73

Figura 75 - Imagem obtida por MO da microestrutura do aço tratado com T1 após 5000

ensaios de fadiga térmica. ............................................................................................... 73

Figura 76 - Imagem obtida por SEM da microestrutura do material após tratamento T1.

........................................................................................................................................ 74

xiv

Figura 77 - Imagem obtida por SEM da microestrutura do aço tratado com T1 após

5000 ensaios de fadiga térmica. ...................................................................................... 74

Figura 78 - Imagem obtida por SEM da microestrutura do aço tratado com T1 após 24h

de revenido a 660 ºC. ...................................................................................................... 75

Figura 79 - Imagem obtida por TEM da microestrutura do aço tratado com T1 após 24h

de revenido a 660 ºC. ...................................................................................................... 75

Figura 80 - Imagem obtida por TEM da microestrutura do material após tratamento T1.

........................................................................................................................................ 76

Figura 81 - Imagem obtida por TEM da microestrutura do aço tratado com T1 após

5000 ensaios de fadiga térmica. ...................................................................................... 76

xv

Índice de tabelas

Tabela 1 - Valores do coeficiente de transferência de calor (h) para vários tipos de

convecção [2]. ................................................................................................................... 6

Tabela 2 - Composição das diferentes séries de ligas de alumínio [3]. .......................... 10

Tabela 3 - Teores limite para classificação dos aços como não ligados, conforme a

euronorma EN 10020, de 1989. ...................................................................................... 12

Tabela 4 - Aços Cr-Mo e respetivas temperaturas máximas de serviço [8]. .................. 13

Tabela 5- Propriedades mecânicas típicas do aço WC6 [9]. .......................................... 16

Tabela 6- Composição química típica do aço WC6 [9].................................................. 17

Tabela 7 - Condições do tratamento térmico utilizados. T0 – tratamento térmico

realizado pela empresa Duritcast nas lingoteiras; T1 – tratamento térmico utilizado nas

amostras preparadas para ensaios de fadiga térmica. ..................................................... 35

Tabela 8 – Duração de cada etapa dos ensaios de fadiga térmica. ................................. 39

Tabela 9 - Propriedades mecânicas presentes na base de dados do programa de

simulação para um aço de vazamento genérico (valores obtidos de tabelas internas do

programa Solidwoks). ..................................................................................................... 45

Tabela 10 - Efeito do número de ciclos e do tratamento térmico nas propriedades

mecânicas do material. Valores nominais de tensão e deformação. ............................... 70

xvi

Índice de Siglas e Abreviaturas

Q - Calor

– Calor transferido por unidade de tempo

A – Área

L – Espessura

KT – Condutividade térmica

h – coeficiente de transferência de calor por convecção

ΔT – Diferença de temperatura

cp - Calor específico

dT/dx - Gradiente de temperaturas

ε - Emissividade da superfície

M2C, M3C, M7C3, M6C – Carbonetos de um metal

CCT – Diagrama de transformação em arrefecimento contínuo

Nf - Número de ciclos até à fratura

Δσ - Amplitude da tensão

KIC - Tenacidade à fratura

c - comprimento da fissura

α - Coeficiente de expansão térmica linear

β - Coeficiente de expansão térmica volúmico

κ - Difusividade térmica

TSP – Parâmetro de choque térmico

MEF – Método de elementos finitos

1

I. Introdução

A quantidade global de alumínio e suas ligas em uso cresceu de 28 milhões de

toneladas em 1990 para 56 milhões nos dias de hoje e estima-se que em 2020 atinja os 97

milhões de toneladas [1]. O alumínio é produzido a partir de bauxite através de processos

eletroquímicos. Depois de produzido este metal pode ser reciclado, sendo este processo

preferível a nível económico e ambiental, pois é energeticamente mais eficiente do que a

sua produção a partir de bauxite.

Após fusão o alumínio é moldado em pré-formas de varão, lingote, etc, sendo

expedido para indústrias transformadoras onde é laminado, extrudido, forjado, etc. O

processo de produção de lingotes é frequentemente executado por uma cadeia de

lingotamento. Neste processo, moldes de aço (lingoteiras) fixados a uma cadeia de

transporte são alimentados pelo metal fundido através de uma roda de alimentação (figura

1). A lingoteira apresenta um movimento de translação sincronizado com a roda de

alimentação.

Figura 1- Imagens do processo de lingotamento de alumínio [1].

Depois de receberem o metal fundido, as lingoteiras são arrefecidas pela parte

inferior por imersão em água ou através de jatos de água. No final da cadeia, a lingoteira é

invertida e o lingote cai por gravidade.

Durante este processo as lingoteiras estão sujeitas a condições severas de corrosão e

ciclos térmicos, onde a temperatura máxima experimentada é a temperatura do alumínio

líquido. São assim gerados gradientes de temperatura ao longo da espessura da lingoteira,

2

causando tensões cuja amplitude varia ciclicamente e que podem conduzir à falha em

serviço, por fadiga térmica.

No caso particular das lingoteiras produzidas pela empresa Duritcast estas

condições severas de serviço são responsáveis por um período útil de vida médio de cerca

de um ano.

Deste modo, o presente trabalho tem como objetivo principal o estudo do efeito da

fadiga térmica no tempo de vida das lingoteiras em aço para vazamento de alumínio,

produzidas por esta empresa, de forma a ser possível propor medidas susceptíveis de

prolongar o tempo de vida em serviço destas peças.

A presente dissertação está organizada em 6 capítulos, constituindo a Introdução o

primeiro deles. No capítulo II é apresentada uma revisão bibliográfica dos aspetos mais

relevantes para a análise dos resultados experimentais.

No capítulo III, é efetuada uma apresentação dos métodos experimentais utilizados,

nomeadamente os ensaios de fadiga térmica e de caracterização mecânica realizados,

técnicas de preparação das amostras para caracterização microestrutural, tratamentos

térmicos efetuados e descrição das condições utilizadas nas simulações pelo método dos

elementos finitos.

O capítulo IV é constituído por 3 secções onde são apresentados e discutidos os

resultados experimentais obtidos. A primeira secção é dedicada aos resultados obtidos na

caracterização do material e na simulação pelo método dos elementos finitos. Na segunda

secção é analisado o efeito dos ciclos térmicos nas propriedades mecânicas e na

microestrutura do material. Na 3ª secção são apresentadas medidas para prolongar o tempo

de vida das lingoteiras.

No capítulo V são apresentadas as conclusões gerais do trabalho e no VI capítulo as

sugestões para trabalhos futuros.

3

II. Revisão bibliográfica

1. Processos de transferência de calor

A fração de energia interna que pode ser transferida devido a uma diferença de

temperaturas designa-se por energia térmica. Um corpo colocado num meio a uma

temperatura diferente da que possui, recebe ou perde energia, traduzindo-se num aumento

ou diminuição da sua energia térmica armazenada. Esta energia térmica transferida “para

o” ou “do” corpo é vulgarmente designada por calor e o processo é designado por

transferência de calor. Não ocorrendo mudança de estado físico, a variação de energia

interna sofrida por um corpo, de massa m, é igual ao calor transferido (Q) e pode ser

estimada se for conhecida e diferença de temperatura ocorrida (ΔT), e o calor específico do

material, cp [2].

(1)

Como a diferença de temperaturas é a força motriz para a transferência de calor,

este fenómeno ocorrerá no sentido das temperaturas menores. Essa transferência pode

ocorrer pelos mecanismos de condução, convecção e/ou radiação [2].

1.1. Transferência de calor por condução

O mecanismo da condução de calor está associado à transferência de energia ao

nível molecular. As partículas mais energéticas (que se encontram em locais onde se

regista uma maior temperatura) transferem parte da sua energia vibracional, rotacional e

translacional por contacto com outras partículas contíguas menos energéticas (que se

encontram a uma menor temperatura). Essa transferência é efetuada, portanto, no sentido

das temperaturas menores, ou seja, no sentido do gradiente (dT/dx) negativo e ocorre em

gases, líquidos ou sólidos. Nos fluidos (especialmente nos gases, onde existem menores

forças de coesão) ocorrem ainda colisões entre as partículas. Nos sólidos metálicos os

eletrões livres favorecem esse processo. A lei fundamental que descreve a condução

térmica é a lei de Fourier [2], que relaciona o calor transferido por unidade de tempo (ou

http://labvirtual.eq.uc.pt/siteJoomla/index.php?option=com_content&task=view&id=209&Itemid=374#fig10

4

velocidade de transferência de calor) na direcção x ( cond) com o gradiente de temperatura

nessa direção (

):

(2)

em que A é área de transferência perpendicular ao fluxo de calor e KT uma constante de

proporcionalidade que traduz uma propriedade física do material designada por

condutividade térmica. O sinal negativo é necessário sempre que o gradiente seja negativo,

para que o calor transferido, por convenção, assuma um valor positivo [2].

Por integração da equação 2 no estado estacionário (temperaturas constantes no

tempo), obtém-se a equação 3:

(3)

onde L é a espessura da peça, TS1 e TS2 são, respetivamente, as temperaturas máxima e

mínima das faces e Rcond é a resistência térmica definida por:

(4)

Se o material possuir uma condutividade térmica elevada, como é o caso dos

metais, oferece pouca resistência à transmissão de calor por condução e a diminuição da

temperatura ao longo da espessura da peça é reduzida. Diz-se, nesse caso, que o material é

bom condutor térmico. Pelo contrário, se o material possuir uma condutividade térmica

reduzida, a propagação de calor é dificultada e diz-se que o material é isolante térmico [2].

1.2. Transferência de calor por convecção

A existência de um fluido em movimento (líquido ou gás), acelera o processo de

transferência de calor se um fluido mais frio (à temperatura T∞) ficar em contacto com

uma superfície mais quente (à temperatura TS). Esta transferência ocorre em simultâneo

com a transferência de calor ao nível molecular (por condução) sendo, no entanto, mais

eficaz. A completa descrição deste fenómeno requer o conhecimento da dinâmica do

escoamento do fluido quando em contacto com a superfície. O movimento pode ser

provocado por agentes externos ou por diferenças de densidade resultantes do aquecimento

5

próprio do fluido. No primeiro caso, diz-se que a transferência de calor se processa por

convecção forçada, no segundo, por convecção natural. Assim, mesmo que um fluido se

encontre em repouso (do ponto de vista macroscópico), a diferença de temperaturas gera

diferenças de densidade que poderão ser suficientes para induzir o movimento ascendente

do fluido mais quente.

Em geral, a convecção de calor é definida de uma forma mais abrangente,

associando-se o fenómeno da condução e o da transferência de calor em presença de

movimento macroscópico do fluido. Apesar da complexidade matemática acrescida pelo

movimento do fluido, foi desenvolvido um modelo simples (descrito pela equação 5) para

o cálculo da velocidade de transferência de calor, que traduz o resultado conjunto destes

dois fenómenos. Quando a velocidade do fluido diminui e tende para zero, a contribuição

do movimento macroscópico do fluido perde importância face ao processo da condução

[2].

(5)

em que Rconv é a resistência térmica dada por:

(6)

h é o coeficiente de transferência de calor por convecção, A a área de transferência de

calor perpendicular ao fluxo de calor e ΔT a diferença de temperatura [2].

O parâmetro h depende das propriedades físicas do fluido, do tipo de movimento do

fluido e da superfície que o fluido percorre (tabela 1). Por exemplo, se a agitação do fluido

for elevada, o valor de h também será elevado e a resistência do fluido à transferência de

calor, descrita pela equação 6, será muito pequena. Neste caso, diz-se que o fluido oferece

uma resistência reduzida à transmissão de calor [2].

6

Tabela 1 - Valores do coeficiente de transferência de calor (h) para vários tipos de convecção

[2].

Tipo de convecção h (W.m-2

.K-1

)

Convecção natural em gases 2 – 15

Convecção natural em líquidos 50 – 1000

Convecção forçada em gases 15 – 250

Convecção forçada em líquidos 100 – 20000

Convecção com mudança de fase 2500 - 100000

1.3.Transferência de calor por radiação

A transferência de calor por radiação térmica ocorre através de sólidos, líquidos,

gases e vácuo (exceto através matéria opaca à radiação térmica). Como, em geral, os gases

são pouco absorventes, a contribuição da radiação térmica para o calor total transferido não

deve ser desprezada nos cálculos de engenharia quando se têm superfícies separadas por

gases (como por exemplo o ar). A energia radiante que um corpo emite é dada pela lei de

Stefan-Boltzmann [2].

(7)

sendo λ = 5,67×10-8

W.m-2

.K-4

a constante de Stefan-Boltzmann, ε a emissividade da

superfície emissora (0<ε≤1), A a sua área e Ts a temperatura absoluta do emissor [2].

2. Processo de solidificação

A grande maioria das peças metálicas experimentaram fusão e respetiva

solidificação em algum estágio da sua produção.

A fundição de metais e ligas constitui um processo industrial importante já que,

durante o ciclo de produção ou transformação, a maior parte dos materiais metálicos é

fundida e vazada, dando origem a uma forma acabada ou semiacabada.

Pode dividir-se a solidificação de um metal nas seguintes etapas:

1. Formação de núcleos estáveis no líquido;

2. Crescimento dos núcleos, originando uma estrutura de grãos.

7

O mecanismo pelo qual ocorre a formação de núcleos de partículas sólidas num

metal líquido designa-se nucleação. Esta pode ser classificada em nucleação homogénea e

nucleação heterogénea [3].

2.1. Nucleação homogénea

A nucleação homogénea ocorre no seio do líquido. Considerando o caso da

solidificação de um metal puro, quando o metal líquido é arrefecido abaixo da sua

temperatura de solidificação, criam-se numerosos núcleos homogéneos através do

movimento lento de átomos que se vão ligando uns aos outros (figura 2). Para que o núcleo

seja estável, de modo a poder crescer até formar um cristal, tem de atingir um tamanho

crítico [3]. Isto exige, no caso de nucleação homogénea, um grau de sobrearrefecimento

muito considerável relativamente à temperatura de solidificação.

2.2. Nucleação heterogénea

A nucleação heterogénea é a que ocorre sobre as paredes do recipiente, impurezas

insolúveis e outro material presente na estrutura que reduza a energia livre crítica

necessária para formar um núcleo estável. Este tipo de nucleação acontece durante as

operações industriais de vazamento e envolve sobrearrefecimentos reduzidos, geralmente

entre 0,1 e 10 ºC [3].

Para que ocorra nucleação heterogénea, o agente nucleante do sólido (impureza

sólida ou superfície) deverá ser molhado pelo metal líquido e este deve solidificar

facilmente sobre o agente nucleante [3].

2.3. Crescimento de cristais num metal líquido e formação de

grãos

Depois de se terem formado núcleos estáveis do metal, ocorre o crescimento destes.

Em cada cristal, os átomos estão dispostos da mesma forma mas a orientação

cristalográfica varia de cristal para cristal devido a diferenças na velocidade de

crescimento. As dendrites crescem e ramificam-se segundo direções cristalográficas

preferenciais. Quando o crescimento de uma dendrite começa a ser condicionado pelo

8

crescimento das dendrites vizinhas, os grãos e as fronteiras de grão começam a definir-se

[3].

Figura 2 - Esquema do processo de solidificação homogénea com formação de grãos [3].

O número de locais de nucleação disponíveis no metal afeta a microestrutura. Se,

durante a solidificação, o número de núcleos for reduzido, a microestrutura será grosseira,

com tamanho de grão relativamente elevado. Pelo contrário, se o número de núcleos for

elevado, a microestrutura resultante será mais fina, com tamanho de grão menor [3].

2.4. Solidificação no interior da moldação

No caso de uma peça obtida por fundição, a nucleação ocorre preferencialmente

junto às paredes da moldação (figura 3 e 4), onde a temperatura diminui mais rapidamente

durante o arrefecimento. No seio do líquido, dendrites quebradas ou impurezas insolúveis

podem funcionar como sementes de nucleação [4].

Figura 3 - Representação esquemática do processo de solidificação no interior de uma moldação

[4].

9

Figura 4 - Processo de solidificação no interior de uma moldação [4].

Quando um metal líquido é vazado para o interior de uma moldação podem-se

formar-se as seguintes estruturas (figura 4):

Pele ou zona de arrefecimento rápido: caracterizado pela presença de grãos

aproximadamente equiaxiais e com orientação aleatória junto das paredes

frias da moldação [4].

Zona colunar intermédia: os cristais favoravelmente orientados (com

direções de crescimento próximas da direção de máximo escoamento de

calor) crescem mais rapidamente à custa dos cristais vizinhos, dando origem

a uma estrutura colunar de grãos maiores do que na zona de arrefecimento

rápido [4].

Zona equiaxial central: os grãos que se formam no centro, acabam por

impedir o avanço das formações colunares, dando origem a uma zona com

grãos aproximadamente equiaxiais [4].

O coeficiente de transferência de calor no processo de fundição depende de vários

fatores, nomeadamente a presença de rugosidade na moldação ou de revestimentos, a

orientação da superfície da moldação, tipo de arrefecimento, material e temperatura da

moldação, tensão superficial do fundido e grau de sobrefusão do metal [5].

Na solidificação o metal líquido experimenta inicialmente uma contração térmica

reversível até atingir a temperatura de solidificação (contração líquida). Durante a

solidificação, como o líquido possui uma densidade inferior à do sólido, ocorre uma

contração significativa de volume (contração de solidificação). Após a solidificação,

verifica-se uma diminuição em volume da peça (contração sólida) [4] (figura 5).

10

Figura 5 – Representação esquemática das etapas de contração durante a solidificação: a)

vazamento inicial, b) contração líquida, c) contração de solidificação e d) contração sólida [4].

2.5. Solidificação do alumínio e suas ligas

A composição das ligas de alumínio para fundição tem vindo a ser otimizada no

sentido de melhorar quer as propriedades relacionadas com o vazamento (como a fluidez e

a capacidade de alimentação da moldação) quer as propriedades como a resistência

mecânica, a ductilidade e a resistência à corrosão. Por isso, as composições destas ligas são

diferentes das composições das ligas de alumínio para trabalho mecânico. As ligas de

alumínio para fundição são classificadas nos Estados Unidos da América de acordo com a

nomenclatura do Aluminum Association. Nesta classificação, as ligas de alumínio para

fundição estão agrupadas segundo os principais elementos de liga que contêm, usando-se

um número de quatro dígitos com um ponto entre os últimos dois, tal como se indica na

tabela 2 [3].

Tabela 2 - Composição das diferentes séries de ligas de alumínio [3].

Série Elemento(s) principal(is) de liga

1XX.X Alumínio puro (> 99,5%)

2XX.X Cu

3XX.X Si + Cu (ou Mg)

4XX.X Si

5XX.X Mg

7XX.X Zn

8XX.X Sn

11

3. Lingotamento de Alumínio

O processo de lingotamento de alumínio tem como finalidade a obtenção de lingotes,

biletes e outras formas primárias de alumínio. Este processo pode ser efetuado

continuamente ou de forma descontínua. No processo contínuo, o alumínio é vazado para

um distribuidor que alimenta uma moldação. A moldação é arrefecida com água de modo a

promover a solidificação do fundido quando este contacta com as paredes do molde. Deste

modo, o alumínio é continuamente arrefecido (ficando com a forma imposta pelo molde) e

puxado do molde por rolos a uma velocidade que depende da taxa de arrefecimento do

molde e do caudal de alimentação de alumínio líquido.

O processo de lingotamento descontínuo é o processo mais antigo para a obtenção de

lingotes de alumínio e consiste no vazamento intermitente de alumínio em moldações

(lingoteiras) que são depois arrefecidas com água, como é descrito no capítulo anterior [5].

Os fatores tecnológicos que influenciam a durabilidade das lingoteiras e tornam a

análise da sua falha em serviço mais complexa são:

Temperatura do metal líquido quando é vazado para o interior da lingoteira e a

temperatura desta antes do vazamento se iniciar.

O processo de alimentação com o metal fundido (com gravidade ou com pressão) e

o caudal de vazamento.

Condições de arrefecimento (processo e taxa de arrefecimento).

Processo utilizado para retirar o lingote da moldação.

Como regra geral, os moldes para vazamento de metais fundidos necessitam de um

compromisso entre a resistência à deformação, tenacidade à fratura, elevado coeficiente de

transferência de calor e resistência à corrosão pelo fundido. É fundamental que tenham a

capacidade de acomodar as tensões geradas pela expansão e contração causada pela

solidificação do metal e resistência ao desgaste, de modo a manterem as dimensões das

peças vazadas.

4. Classificação dos aços

De acordo com a norma portuguesa NP 1617 “Produtos siderúrgicos –

classificação” define-se aço não ligado como o aço que deve as suas propriedades

12

essencialmente ao teor de carbono e cuja composição, além dos teores correntes nos

elementos de elaboração (como carbono, enxofre, fosforo, azoto e oxigénio), não contém

nenhum elemento de liga em quantidade superior aos mínimos indicados para um aço

ligado (tabela 3) [6].

Tabela 3 - Teores limite para classificação dos aços como não ligados, conforme a euronorma

EN 10020, de 1989.

Estes aços podem ser utilizados satisfatoriamente em aplicações com requisitos, em

termos de propriedades mecânicas, pouco exigentes. No sentido de ultrapassar estas

limitações dos aços carbono, desenvolveram-se os aços ligados, que contêm elementos de

liga que melhoram as suas propriedades. De acordo com os teores dos elementos de liga,

estes aços podem ser classificados como fracamente ligado e fortemente ligado. No aço

fracamente ligado, nenhum dos elementos de liga ultrapassa o teor de 5%. No caso de aço

fortemente ligados, pelo menos um dos elementos de liga existe em percentagem superior a

5% [7].

Os principais elementos de liga que se adicionam aos aços ligados são o manganês,

níquel, crómio, molibdénio e tungsténio. Podem ainda ser adicionados vanádio, cobalto,

boro, cobre, alumínio, chumbo, titânio e nióbio [3].

4.1. Aços de Crómio-Molibdénio (Cr–Mo)

Os aços Cr–Mo são muito utilizados na construção de componentes que estão

sujeitos a altas temperaturas de serviço, devido à sua excelente resistência mecânica,

tenacidade e resistência à corrosão. Os componentes fabricados em aço Cr–Mo são

13

utilizados na indústria petrolífera, petroquímica, do papel e em componentes para válvulas

sujeitas a contacto com fluidos a elevada temperatura [7].

As temperaturas usuais de utilização variam entre os 316 ºC e os 650 ºC,

temperaturas onde a fluência, grafitização ou o ataque por hidrogénio poderão ter efeitos

significativos no desempenho em serviço de peças em aços carbono.

Existe uma grande variedade de aços Cr–Mo, que cobrem uma gama bastante

grande de temperaturas máximas de utilização (tabela 4). Na sua composição química

contêm geralmente 0,5 a 12% de Cr (para aumentar a resistência à corrosão, ductilidade e

resistência à grafitização) e teores de molibdénio entre 0,5 e 1% (para aumentar a

resistência à fluência e à condutividade térmica) [8].

Tabela 4 - Aços Cr-Mo e respetivas temperaturas máximas de serviço [8].

Em particular, a maior resistência dos aços Cr – Mo resulta de 2 fenómenos:

endurecimento por solução sólida da matriz ferrítica pelo C, Mo e Cr;

endurecimento por precipitação de carbonetos de Mo e Cr.

Como se pode verificar na figura 6, o endurecimento por solução sólida e por

precipitação competem entre si durante a exposição do aço Cr-Mo à temperatura. Com o

passar do tempo, ocorre a precipitação de carbonetos (nomeadamente Mo2C, (Fe,Cr)3C,

Cr7C3, Cr23C6), cujo efeito se opõe à redução da resistência mecânica associada à

(

WC6)

14

diminuição do teor dos elementos de liga em solução. Para temperaturas elevadas, ocorre o

coalescimento dos precipitados e a resistência mecânica diminui progressivamente [8].

Figura 6 - Variação da resistência com o tempo à temperatura de 550 ºC para um aço Cr-Mo [8].

4.2 Precipitação nos aços Cr-Mo

A precipitação de carbonetos nos aços Cr-Mo ocorre durante o revenido da

martensite e também em microestruturas bainiticas e ferríticas-perlíticas [8]. Estes

precipitados diferem na composição química, estrutura cristalina e distribuição na matriz

metálica, nomeadamente:

O carboneto-ε é encontrado após o primeiro estágio de revenido (temperatura

inferior a 200°C, nos aços com aproximadamente 0,2% de carbono), apresenta uma

estrutura cristalina hexagonal compacta e uma forma alongada, tipo agulha [8].

O M2C é um carboneto rico em molibdénio com estrutura hexagonal compacta que

apresenta considerável solubilidade de Cr e V. Estes carbonetos nucleiam inicialmente de

forma coerente com a matriz, mas rapidamente perdem esta característica, crescendo na

forma de agulhas incoerentes. Em particular, o Mo2C é o carboneto que mais contribui para

o endurecimento nos aços 2,25Cr-1Mo [8] e precipita durante o tratamento térmico e/ou a

exposição a elevadas temperaturas, apresentando-se geralmente na forma de precipitados

finos e dispersos de modo intragranular. Durante a exposição térmica, o carboneto instável

Mo2C precipita em formas mais estáveis [8].

O M3C é usualmente um carboneto rico em ferro que apresenta estrutura cristalina

ortorrômbica, como a da cementite (Fe3C). O M3C é instável nos aços Cr-Mo, sofrendo

transformação em carbonetos mais estáveis durante o revenido [8].

15

O M7C3 é um carboneto rico em crómio com estrutura cristalina hexagonal e que

apresenta uma elevada solubilidade para o ferro e o manganês, mas baixa solubilidade para

o molibdénio e vanádio. No revenido dos aços 2,25Cr-1Mo temperados ou normalizados, o

Cr7C3 nucleia no interior da cementite ou na interface ferrite-cementite [8].

O M6C é um carboneto com estrutura cristalina cúbica de faces centradas, contendo

principalmente Fe (até 40%), Mo, Cr e V, em concentrações que variam significativamente

com a composição química do aço [8].

4.3. Evolução dos precipitados nos Aços Cr-Mo

Os aços Cr-Mo têm como mecanismo de endurecimento importante a formação de

carbonetos metastáveis durante a exposição a altas temperaturas (envelhecimento). Estas

alterações microestruturais ocorrem lentamente, podendo ter efeito após 20 anos de

operação a temperaturas de 520-560 °C. O tipo, concentração e distribuição desses

carbonetos influenciam as propriedades mecânicas e o desempenho em serviço destes aços.

A sequência de evolução dos carbonetos secundários durante o envelhecimento em

aços Cr-Mo a temperaturas elevadas é complexa e depende fortemente do teor em Cr e da

microestrutura inicial [8]. Com efeito, aços com baixo teor em Cr apresentam uma

predominância de carbonetos ricos em Fe e alguns carbonetos ricos em Mo. Pelo contrário,

nos aços com médio e alto teor de Cr, os carbonetos formados são mais ricos neste

elemento.

Estudos na sequência de precipitação dos carbonetos durante o revenido a diferentes

temperaturas em aços 2,25Cr-1Mo [8], permitiram concluir que em microestruturas

bainiticas ou perliticas ocorre inicialmente a precipitação de carbonetos ε e Fe3C que, com

o tempo e temperatura de exposição, evoluem formando carbonetos de molibdénio e

carbonetos mistos de ferro, molibdénio e crómio. Com o aumento do tempo ou da

temperatura de exposição, estes carbonetos evoluem para uma forma mais estável (M6C).

Em aços com microestrutura ferrítica ocorre a formação de carbonetos de

molibdénio (Mo2C) com forma de agulha, que globuliza transformando-se em M6C e, no

caso de aço com maior quantidade de Cr, em M23C.

Na figura 7, é representada a sequência da formação de carbonetos em um aço

2,25Cr – 1Mo em função do tempo e temperatura de revenido. O carboneto M2C (onde M

16

é geralmente molibdénio) é o principal responsável pelo aumento da resistência mecânica

do aço. O M2C precipita primeiro durante o tratamento térmico ou durante a exposição a

elevadas temperaturas na forma de agulhas dispersa na matriz. O M2C é instável e durante

a exposição a temperaturas elevadas evolui formando carbonetos de M23C [8].

Figura 7 - Principais carbonetos precipitados durante o revenido de um aço 2,25Cr-1Mo,

em função do tempo e da temperatura de revenido [8].

4.4. O aço 1,25Cr – 0,5Mo

O aço 1,25Cr–0,5Mo, também designado por WC6 pela norma ASTM

A217/A217M – 02, é indicado para a produção de componentes que, em serviço, estão

submetidos a pressão e temperaturas elevadas (tabela 5). Este aço apresenta um baixo teor

de carbono e é fracamente ligado, tendo como principais elementos de liga o Cr e o Mo

(Tabela 5 e 6) [5, 7].

Tabela 5- Propriedades mecânicas típicas do aço WC6 [9].

Tensão de rotura [MPa] 485 - 655

Tensão de cedência [MPa] 275

17

Tabela 6- Composição química típica do aço WC6 [9].

Elementos na composição

química do aço

Quantidade dos elementos

(%)

Carbono (C) 0,05 – 0,2

Manganês (Mn) 0,50 – 0,80

Fosforo (F) 0,04

Enxofre (Sn) 0,054

Silício (S) 0,60

Crómio (Cr) 1,00 – 1,50

Molibdénio (Mo) 0,45 – 0,65

Pela norma ASTM A217 este aço deve ser submetido aos tratamentos térmicos de

normalização e revenido antes da sua utilização [9]. Com efeito, como se trata de um aço

obtido por vazamento, apresenta uma microestrutura inicial dendrítica com tensões

residuais. Estes tratamentos térmicos visam a homogeneização da microestrutura e o alívio

dessas tensões residuais.

5. Tratamentos térmicos

As propriedades de um aço podem ser alteradas através de alterações da sua

microestrutura, por tratamentos térmicos [8].

Alguns parâmetros a controlar durante este processo são a velocidade de

aquecimento, temperatura máxima, tempo de patamar e velocidade de arrefecimento [8].

A seleção do ciclo térmico mais indicado depende das características

microestruturais que se pretendem obter no final do tratamento térmico e, geralmente,

envolve a utilização de diagramas TTT (tempo-temperatura-transformação) [8].

Os tratamentos térmicos mais comuns são o recozimento, a têmpera e o revenido.

Além destes existem ainda os tratamentos termomecânicos e termoquímicos [8].

5.1. Recozimento

Este tratamento tem por objetivo restituir ao material as características que foram

alteradas por tratamento mecânico ou térmico anterior, regularizar estruturas brutas de

18

vazamento após fusão, obter estruturas favoráveis à maquinação ou deformação a frio,

atenuar heterogeneidades ou, ainda, reduzir tensões internas.

Este tipo de tratamento inclui o recozimento completo (ou de homogeneização), de

amaciamento isotérmico, de regeneração, de normalização e, ainda, os recozimentos

subcríticos.

5.2. Normalização

Este tratamento térmico visa a obtenção de uma estrutura regular próxima do

equilíbrio termodinâmico, através do aquecimento da peça até uma temperatura de

austenitização completa, manutenção durante um determinado tempo para que toda a

microestrutura sofra transformação em austenite, e de arrefecimento ao ar [10].

Este tratamento aplica-se a aços que arrefecidos ao ar originam estruturas

pertencentes ao domínio perlítico. Algumas vezes o termo normalização é,

impropriamente, utilizado em casos em que a microestrutura final é constituída

parcialmente por bainite e/ou martensite [10]. No caso do aço WC6, o diagrama de

transformação em arrefecimento contínuo (CCT) apresentado na figura 8 permite verificar

que, para velocidades de arrefecimento superiores a 50ºC/min ou para arrefecimento ao ar

de peças de espessura inferior a 50mm, existe a formação de bainite. Deste modo, o

tratamento referido pela norma ASTM A217, deveria ser denominado por recozimento

com arrefecimento ao ar. No entanto, a bibliografia identifica geralmente este tratamento

(neste tipo de aços) como normalização, designação também adotada neste trabalho.

5.3. Recozimentos subcríticos

Estes tratamentos têm como função a obtenção de uma microestrutura mais estável,

reduzindo tensões e restaurando parcialmente as propriedades físicas ou mecânicas do

material. As temperaturas de operação nestes tratamentos não ultrapassam Ac1, existindo

um patamar a uma determinada temperatura seguido de arrefecimento a velocidade

conveniente [10]. Estes tratamentos térmicos incluem a recristalização, recuperação

(diminuição da densidade de deslocações) e alívio de tensões residuais.

19

Figura 8 - Diagrama de transformação em arrefecimento contínuo (CCT) do aço WC6. M

representa o campo da transformação martensítica, B o campo da transformação bainítica, F o

campo da transformação ferrítica e P o campo da transformação perlítica [11].

5.4. Revenido

O revenido tem como função eliminar heterogeneidades, tensões internas

produzidas pela têmpera, corrigindo durezas excessivas e, consequentemente, melhorar a

ductilidade e a tenacidade do material à fratura. Pode também provocar um endurecimento

secundário devido à precipitação de carbonetos. No caso dos aços WC6 a designação deste

tratamento térmico não é coerente, pois a microestrutura resultante da normalização deste

material não é martensitica mas sim, perlítica e ferrítica. Por isto, a designação mais

correta para este tratamento térmico seria relaxação de tensões [10]. No entanto, este

tratamento térmico é designado na bibliografia como revenido, designação que será

mantida neste trabalho.

20

6. Fadiga em materiais

6.1. Mecanismos de deformação plástica

Quando o material é submetido a uma solicitação mecânica pode, em função do

valor de tensão aplicada, apresentar dois tipos de comportamentos distintos após a

solicitação: recuperação das dimensões iniciais (regime elástico) ou deformação

permanente (regime plástico). No primeiro caso, a tensão aplicada é inferior à tensão limite

de elasticidade. No segundo caso, a tensão aplicada ultrapassa este valor. Na deformação

plástica, a alteração das dimensões da amostra pode ocorrer por escorregamento, por

maclagem. No caso da temperatura ser suficientemente elevada, os mecanismos difusivos

podem também contribuir significativamente para a deformação do material [3].

A deformação plástica por escorregamento é caracterizada pelo deslizamento de

volumes do material ao longo de planos e direções cristalográficas com maior densidade

atómica (planos e direções de escorregamento). À escala microscópica, a deformação

plástica é o resultado da criação e movimentação de defeitos lineares denominados

deslocações. O aumento da deformação plástica traduz-se num aumento da densidade

destes defeitos que conduz a uma diminuição da sua mobilidade que, por sua vez, provoca

um aumento da tensão de deformação (encruamento) [3]. Outros fatores que condicionam

a mobilidade das deslocações é a presença de solutos, precipitados, fronteiras de grão e

temperatura.

6.2. Mecânica da fratura

Geralmente, durante o processo de fadiga, uma fissura tem início num ponto de

concentração de tensões, como uma esquina viva, entalhe, inclusão ou defeito metalúrgico.

Uma vez nucleada, a fissura propaga-se através da peça submetida a uma tensão cíclica ou

repetitiva. Considerando uma amostra plana, que contenha uma fenda superficial (figura

9), e seja submetida a uma tração uniaxial, a intensidade da tensão na extremidade da fenda

depende da tensão aplicada e do comprimento e geometria da fissura. Para exprimir a

combinação destes efeitos na tensão desenvolvida na extremidade da fenda é utilizado o

fator de intensidade de tensão KI. O índice I indica o modo I de ensaio, no qual a abertura

da fenda é provocada por uma tensão de tração. Para o caso de uma chapa metálica com

uma fenda superficial ou interna submetida a tração uniaxial este parâmetro é dado por:

21

√ (8)

em que σ é a tensão aplicada, c representa o comprimento da fenda superficial (ou metade

de uma fenda interna) e Y é uma constante adimensional que depende da geometria da

fissura e das dimensões da amostra.

Figura 9 - Distribuição da tensão numa amostra plana com uma fissura na superficie e sujeita e

uma tensão de tração [13].

O valor crítico do fator de intensidade de tensão que provoca a fratura de chapa

designa-se por tenacidade à fratura KIC do material [3] sendo, em termos da tensão de

fratura σf e do comprimento c da fenda superficial (ou metade do comprimento da fenda

interna), dado pela seguinte expressão:

√

6.3. Tensões resultantes de gradientes térmicos

As tensões térmicas são tensões mecânicas resultantes de forças geradas por partes

do material que querem expandir ou contrair devido a mudanças de temperatura, mas são

impedidas por restrições ao seu movimento [12].

22

Considerando uma barra (figura 10a) sujeita a uma mudança de temperatura ΔT e

com as extremidades livres para se moverem, a tensão na barra será nula. Por outro lado, se

a mesma barra estiver sujeita à mesma mudança de temperatura mas com as suas

extremidades constrangidas, sem poderem contrair ou expandir, desenvolvem-se tensões

na barra, como resultado de forças trativas (ΔT<0) ou compressivas (ΔT>0) nas

extremidades da barra (figura 10b) [12].

Figura 10 - Desenvolvimento de tensões numa barra por acção da variação da temperatura (ΔT).

a) A barra é livre de expandir ou contrair; b) a barra é fixa em ambas as extremidades, sendo

impedida de expandir ou contrair [12].

Pode distinguir-se dois tipos de restrições, no que diz respeito a tensões térmicas:

restrições externas e restrições internas.

As restrições externas são restrições em todo o sistema que impedem a expansão

ou a contração do sistema quando ocorrem mudanças de temperatura, por exemplo, a

fixação de um tubo em ambas extremidades submetido a um aumento de temperatura.

As restrições internas, são restrições existentes no próprio material, pois poderão

existir locais que estão sujeitos a temperaturas diferentes, expandindo e contraindo de

maneiras distintas. Considerando o tubo do exemplo anterior sem restrições externas, em

que face interior se encontra a uma temperatura superior à face exterior (devido, por

exemplo, à passagem de um líquido quente no interior do tubo) desenvolvem-se tensões

em ambas as faces porque as camadas interiores e exteriores são impedidas de se dilatarem

ou contraírem de forma independente [12]. Neste caso, o estado de tensão (σ) desenvolvido

devido ao gradiente de temperatura (ΔT) em regime estacionário (ΔT constante) depende

do coeficiente de expansão térmica (α) e do módulo de elasticidade (E) através da relação:

23

Em situações de regime transiente, a diferença de temperatura (ΔT) e

consequentemente, o estado de tensão evoluiu com o tempo de uma forma dependente do

coeficiente de difusividade térmica (κ)

6.3.1 Coeficiente de expansão térmica

Um importante parâmetro que determina a amplitude das tensões térmicas

desenvolvidas na peça por uma diferença de temperatura é o coeficiente de expansão

térmica do material. Podem-se distinguir dois tipos de coeficientes de expansão térmica: o

coeficiente de expansão térmica linear α e o coeficiente de expansão térmica volúmico β.

O coeficiente de expansão térmica linear é definido como sendo a variação

fracional em comprimento (ou outra dimensão linear) por unidade de variação da

temperatura, a valor de tensão (σ) constante [12]:

(

)

Geralmente, a medição de α é realizada em condições de aplicação de tensão (σ)

considerada nula.

O coeficiente de expansão térmica volúmico é definido como sendo a mudança

fracional do volume do material por unidade de variação da temperatura, a pressão

constante:

(

)

Para materiais isotrópicos os 2 coeficientes relacionam-se por:

.

6.3.2 Módulo de Elasticidade

O módulo de elasticidade, caracteriza o comportamento do material no regime

elástico. Este parâmetro é normalmente medido em condições isotérmicas e é definido por:

24

(

)

em que a tensão σ é a tensão registada e ε é a deformação correspondente no regime

elástico [12].

6.3.3 Difusividade térmica

Muitos problemas de transferência de calor são dependentes da temperatura e do

tempo. Nestes casos, a distribuição da temperatura e das tensões térmicas são dependentes

da difusividade térmica (κ), sendo esta definida em termos de condutividade térmica (Kt),

densidade (ρ) e calor especifico (cp) do material pela seguinte relação:

Este parâmetro determina a velocidade de propagação da energia térmica no

material. Materiais com elevado valor de κ conduzem rapidamente a energia térmica,

reduzindo assim a amplitude de gradientes térmicos ao fim de um dado tempo [12].

6.3.4 Choque térmico

O choque térmico ocorre quando um material é submetido a uma mudança rápida

de temperatura. Este fenómeno pode provocar a fratura do material [12].

A capacidade de um material resistir ao choque térmico pode ser caracterizada pelo

seguinte parâmetro, proposto por, Schott e Winkelmann [15]:

√

onde σu é a resistência à tração do material, κ é a difusividade térmica, α o coeficiente de

expansão térmica e E o módulo de elasticidade.

Um material com elevado valor de resistência à tração será capaz de suportar

maiores tensões térmicas do que um material com um valor menor. Um material com baixo

coeficiente de expansão térmica desenvolve menores deformações térmicas e,

consequentemente, menores tensões térmicas. Um material com valores baixos do módulo

25

de elasticidade é capaz de acomodar melhor as deformações causadas pela expansão

térmica. Por fim, materiais que apresentem elevada difusividade térmica tendem a

desenvolver menores gradientes de temperatura porque conduzem melhor a energia

térmica [12].

Em suma, um material com boa resistência ao choque térmico deve possuir uma

elevada resistência à tração, baixo coeficiente de expansão térmica, baixo módulo de

elasticidade e elevada difusividade térmica.

6.4 Falha por fadiga

Em muitas ocasiões, uma peça metálica submetida a solicitações cíclicas, sofre

fratura para valores de tensões bastante inferiores às que a peça suportaria se fosse

submetida a uma tensão estática. Estas fraturas que ocorrem por ação de solicitações

cíclicas designam-se por fraturas por fadiga. Veios, barras de ligação e engrenagens são

exemplos típicos de peças em que a falha em serviço por fadiga pode ocorrer. Com efeito,

algumas estimativas indicam que 80% das falhas em máquinas se deve à falha de

componentes por fadiga [13].

Durante o processo de fadiga, isto é, durante o carregamento cíclico da peça, são

criadas marcas de estrias ou ondulações na superfície de fratura devido à propagação da

fissura até que a secção restante torna-se tão pequena que já não consegue suportar a carga

aplicada e ocorre a rotura da peça. Assim, é geralmente possível reconhecer duas regiões

distintas na superfície de fratura: uma região lisa, devido à fricção entre as superfícies

abertas, que é criada à medida que a fissura se propaga através da secção e uma região

rugosa, associada à fratura, que ocorre quando a carga aplicada se torna demasiado elevada

em relação à secção remanescente (figura 11) [10].

Figura 11 - Superfície típica de fratura por fadiga [3].

26

A figura 12 mostra como o efeito da fadiga é geralmente medido e representado

graficamente. Uma amostra é submetida a uma tensão cíclica com amplitude Δσ/2, sendo o

número de ciclos até à fratura registado. Os dados são expressos por curvas (S – N) em que

a amplitude da tensão (Δσ) é representada em função do número de ciclos até à fratura (Nf)

[14].

Figura 12 – Caracterização da resistência à fadiga através de curvas S-N. σe - limite de fadiga

de um material [13].

Para muitos materiais existe um limite de fadiga definido como sendo a tensão

σe abaixo da qual não ocorre fratura, ou ocorre após um número muito elevado de

ciclos (Nf >107) [14].

6.4.1 Principais fatores que afetam a resistência à fadiga de um

metal

Para além da composição química, a resistência de um metal à fadiga é afetada

por outros fatores, como por exemplo:

1. Concentração da tensão. A resistência à fadiga é fortemente reduzida pela presença

de concentradores de tensão tais como, entalhes, furos, rasgos e variações bruscas

nas secções retas. As fraturas por fadiga podem ser minimizadas através de um

projeto cuidadoso de modo a evitar, na medida do possível, estes concentradores de

tensões [3].

27

2. Rugosidade superficial das peças. De um modo geral, quanto mais lisa for a

superfície da amostra metálica maior é a sua resistência à fadiga. A rugosidade está

associada à existência de locais de concentração de tensões que facilitam a

formação e propagação de fissuras [3].

3. Estado de tensão da superfície. Uma vez que a maior parte das fraturas por fadiga

se inicia na superfície do material, qualquer alteração do estado de tensão da

superfície afetará a resistência à fadiga do material. Por exemplo, os tratamentos de

endurecimento superficial do aço, como a cementação e a nitruração, aumentam a

resistência à fadiga do aço. A introdução de um estado favorável de tensões

residuais de compressão na superfície do material (através de, por exemplo,

granalhagem da superfície) é também um processo para aumentar a resistência do

material à fadiga pois, ao ocorrer a formação de uma fissura, as forças

compressivas dificultam a sua propagação [3].

4. Condições ambientais. Os fatores ambientais, como a corrosão e a temperatura,

também podem afetar a falha por fadiga dos materiais. De fato se a aplicação de

tensões cíclicas ao material metálico ocorrer num ambiente corrosivo, a velocidade

de propagação da fissura poderá ser substancialmente aumentada. A combinação de

ataque por corrosão com as tensões cíclicas é conhecida por fadiga sob corrosão.

Neste processo, pequenos pontos de corrosão podem formar-se como resultado de

reações químicas na superfície do material, tornando-se pontos de concentração de

tensões e, desse modo, locais de nucleação de fissuras. Um dos procedimentos para

a prevenção de fadiga associada à corrosão é a aplicação de revestimentos de

proteção da peça.

No caso do aço 2,25Cr-1Mo, a falha por fadiga ocorre mais rapidamente em

atmosfera oxidante do que em condições redutoras (figura 13) porque a oxidação origina a

formação de pontos de corrosão que funcionam como pontos de concentração de tensões,

levando à formação de fissuras.

28

Figura 13 - Influência da atmosfera ambiente na resistência à fadiga do aço 2 ¼ Cr-1Mo [16].

Em certas aplicações, o principal problema da exposição a temperaturas elevadas é

a oxidação, formando-se uma camada de produtos de oxidação devido à exposição a

elevadas temperaturas numa atmosfera oxidante, normalmente ar. Quando o aço é

arrefecido, a camada de óxido destaca-se da superfície devido aos diferentes coeficientes

de expansão térmica do óxido e do suporte, permitindo o contacto da superfície não

oxidada com a atmosfera, e dando continuidade ao processo de corrosão. Para além deste

processo, o próprio óxido pode ser permeável ao oxigénio [14].

A exposição a temperaturas elevadas em atmosfera oxidante, para além de provocar

a oxidação, pode também provocar a descarborização da superfície do aço.

Adicionalmente, o carbono altera a expansão térmica do metal, levando à formação de

tensões residuais, uma vez que as zonas com menor concentração de carbono terão

comportamentos térmicos diferentes das zonas não descarburizadas [13]. Devido às

elevadas temperaturas, os aços ricos em Cr podem também apresentar formação de

carbonetos de crómio, que provoca uma depleção de crómio das fronteiras de grão,

aumentando a probabilidade de ocorrência de fratura intergranular.

Na produção de lingotes, a utilização de um metal líquido em contacto com outro

metal sólido pode conduzir a reações com formação de compostos intermetálicos na

superfície do metal sólido (figura 14) [5].

29

Figura 14 - Diagrama de fases de ferro - alumínio [16].

A tensão, tempo, temperatura e ambiente podem também induzir alterações

microestruturais na peça durante o serviço, contribuindo para a falha por redução de

resistência mecânica. Estas mudanças microestruturais são referidas como instabilidade

metalúrgica e as suas causas incluem: transição de fratura transgranular – intergranular,

recristalização, envelhecimento ou sobre-envelhecimento, precipitação de fases

intermetálicas, oxidação superficial, oxidação intergranular e fissuras devido a tensão e

corrosão [13].

6.4.2 Teste de fadiga térmica

Um teste comum no estudo da fadiga térmica envolve a utilização de um disco

cónico do material, e dois leitos de sais fundidos. Os provetes são submetidos a um

aquecimento e arrefecimento alternados por imersão nos banhos de sais fundidos a

diferentes temperaturas. Nestes ensaios, é medido o número de ciclos térmicos até ao

aparecimento da primeira fissura visível a olho nu (figura 15).

30

Figura 15 – Número de ciclos até ao aparecimento de fissuras de várias ligas de níquel e cobalto

sujeitas a ensaios de fadiga térmica através da imersão alternada em banhos com temperatura de

316ºC e 1088ºC com tempos de imersão de 3 minutos [15].

Nestes testes não é possível determinar valores das tensões e deformações

responsáveis pela criação da fissura, sendo os resultados expressos de uma forma

qualitativa. Na realidade, a análise quantitativa deste fenómeno é complexa dado que é

necessário considerar o efeito da tensão e da temperatura numa geometria tridimensional

não uniforme, incorporando propriedades do material, variações de temperatura e

acumulação de deformações plásticas [15]. Por essa razão, recorre-se frequentemente a

simulações numéricas pelo método dos elementos finitos para realizar uma análise mais

detalhada dos resultados obtidos nestes testes.

7. Método dos elementos finitos

Em ciência e engenharia, muitos fenómenos físicos podem ser descritos através de

equações diferenciais. No entanto, a resolução destas equações por métodos analíticos é

praticamente impossível quando as formas são complexas. O método dos elementos finitos

31

(MEF) é uma aproximação numérica que permite resolver por cálculo computacional

problemas de engenharia complexos como, por exemplo, análise de estado de tensão e de

deformação, transferência de calor, escoamento de fluidos, etc. Numa primeira fase, o

sistema que se pretende estudar é dividido num número finito de segmentos áreas ou

volumes mais pequenos designados por elementos finitos. Esta tarefa designa-se por

discretização (figura 16).

Figura 16 - Representação esquemática do processo de discretização espacial de um domínio

por elementos finitos [17].

Os elementos finitos podem assumir formas geométricas diversas, tais como as que

se representam na figura 17. Para resolver problemas unidimensionais (ou constituídos por

componentes unidimensionais) recorre-se a elementos finitos com forma de segmento. No

caso de problemas bidimensionais, os elementos são frequentemente quadriláteros ou

triângulos. Em análises tridimensionais estes são geralmente hexaedros, tetraedros ou

pentaedros [17].

Figura 17 - Algumas formas geométricas possíveis para elementos finitos. Elementos finitos a)

unidimensionais, b) bidimensionais e c) tridimensionais[17].

a)

b)

c)

32

Numa análise linear elástica pelo método dos elementos finitos, a primeira variável

a determinar é, frequentemente, o campo de deslocamento de um número finito de pontos

do sistema. Esses pontos designam-se por nós da malha de elementos finitos. Os nós

encontram-se normalmente nos vértices dos elementos (figura 16). Porém, dependendo do

tipo de formulação de elemento finito utilizada, podem existir nós a meio das suas arestas,

nas suas faces ou ainda no seu interior.

Através da análise numérica efetuada com o método dos elementos finitos

calculam-se, numa primeira fase, os deslocamentos nos nós para um carregamento

particular aplicado ao domínio a analisar. Seguidamente, o deslocamento de cada ponto do

elemento finito pode ser determinado pelos valores dos deslocamentos dos nós desse

mesmo elemento, isto é, em função dos deslocamentos nodais. Deste modo, torna-se

possível substituir o problema de determinar o deslocamento de um número infinito de

pontos de um domínio contínuo pelo cálculo dos deslocamentos de um número finito de

pontos (os nós da malha de elementos finitos) [17].

Considerando por exemplo, um modelo tridimensional, o deslocamento de cada nó

pode ser decomposto em três componentes mutuamente perpendiculares, uma paralela a

um eixo de referência Ox, outra paralela a um eixo Oy e mais outra paralela a um eixo Oz.

Estes componentes de deslocamento designam-se por graus de liberdade. No caso do

problema tridimensional cada nó tem três graus de liberdade.

Uma vez determinados os deslocamentos nodais, o programa de simulação

numérica pelo método dos elementos finitos calcula as deformações correspondentes e,

tendo em conta as propriedades do material, o estado de tensão.

Os passos principais envolvidos na simulação pelo método dos elementos finitos

são o pré-processamento, análise e pós-processamento (figura 18). No pré-processamento é

definido o modelo 2D ou 3D. O aumento de complexidade do modelo significa uma maior

quantidade de elementos e, consequentemente, mais tempo de cálculo.

Durante o pré-processamento existe a configuração de dados, como as propriedades

do material e a aplicação das condições de fronteira físicas, como, por exemplo, forças,

pressões, acelerações, temperaturas ou restrições ao deslocamento. Durante a análise, o

programa de simulação resolverá um conjunto de equações diferenciais de forma

33

simultânea. Os resultados são normalmente representados no pós-processamento através de

gradiente de cores ou gráficos, que ilustram o comportamento da geometria simulada [18].

Figura 18 – Sequência das principais etapas envolvidas na simulação pelo método dos

elementos finitos.

Pré-processamentp

• Definição do conceito

• Modelo

Análise

• Todos os cálculos são efectuados

Pós-processamento

• Interpretação

• Representação dos resultados

34

III. Procedimento experimental

Neste trabalho foi estudado o efeito da fadiga térmica no tempo de vida das

lingoteiras em aço WC6, produzidas pela empresa Duritcast para vazamento de alumínio.

Para tal, foram realizados ensaios de fadiga térmica em amostras cortadas de fragmentos de

lingoteiras. As amostras antes e após os ciclos térmicos foram caracterizadas por ensaios

de tração uniaxial, dureza e observações microestruturais por microscopia ótica e

eletrónica. Paralelamente, foram efetuadas simulações pelo MEF com o objetivo de

determinar a intensidade e distribuição das tensões térmicas desenvolvidas nas lingoteiras e

nas amostras durante os ciclos térmicos.

1. Material inicial e tratamentos térmicos

O material utilizado neste trabalho foi fornecido pela Duritcast sob a forma de

fragmentos de lingoteiras em aço WC6 (tabela 5 e 6). A partir destas peças foram

maquinadas amostras na forma de caixas (figura 19) para os ensaios de fadiga térmica.

Dado que a maioria dos fragmentos foram fornecidos na condição de aço bruto de

vazamento (sem tratamento térmico) e que o processo de produção das lingoteiras inclui

um pós tratamento térmico de normalização e revenido (T0), foi necessário efetuar um

tratamento térmico equivalente (T1) nas amostras utilizadas nos ensaios de fadiga térmica.

Após o tratamento térmico as amostras foram submetidas a uma operação de

granalhagem nas mesmas condições utilizadas pela Duritcast na produção das lingoteiras.

35

Figura 19 - Dimensões externas da lingoteira e das amostras utilizadas nos ensaios de fadiga

térmica. Na figura também é indicado o local da lingoteira que foi utilizado para produzir a

amostra.

Tabela 7 - Condições do tratamento térmico utilizados. T0 – tratamento térmico realizado pela

empresa Duritcast nas lingoteiras; T1 – tratamento térmico utilizado nas amostras preparadas para

ensaios de fadiga térmica.

Tratamento Recozimento Revenido

Aquecimento Patamar Arrefecimento Aquecimento Patamar Arrefecimento

T0 10ºC/min 2h a

920 ºC

Ao ar

(normalização) 10ºC/min

3h a

600ºC

No interior do

forno

T1 10ºC/min 2h a

920 ºC A < 50 ºC/min 10ºC/min

3h a

600ºC Ao ar

2. Ensaios de fadiga térmica

Para a realização dos ensaios de fadiga térmica foi utilizado um sistema constituído

por dois braços pneumáticos controlados por um autómato, um forno para a fusão de

alumínio com controlador de temperatura e um sistema de arrefecimento das amostras com

água (figura 20).

36

Figura 20 - Equipamento utilizado nos ensaios de fadiga térmica.

Este equipamento resultou da adaptação realizada no âmbito deste trabalho (ver

anexo), de um sistema previamente desenvolvido para ensaios de fadiga térmica em

provetes cilíndricos (figura 21) e envolveu as seguintes alterações:

substituição do forno de fusão;

instalação de linhas de água e ar comprimido para arrefecimento da amostra;

programação do autómato para controlo do movimento da amostra e do sistema

de arrefecimento.

37

Figura 21- Equipamento para ensaios de fadiga térmica de provetes cilíndricos antes das

adaptações realizadas para este trabalho.

As amostras utilizadas nestes ensaios, após granalhagem e tratamento térmico T1, foram

seladas por soldadura com uma chapa de aço de 2 mm de espessura que continha 2 tubos

metálicos para a entrada e saída de água de arrefecimento (figura 22).

Figura 22 –Amostra utilizada nos ensaios de fadiga térmica após selagem por soldadura com

chapa de aço e tubos para arrefecimento com água. A seta azul representa a entrada da água de

arrefecimento e a seta vermelha representa a saída.

Durante os ensaios de fadiga térmica, as amostras foram submetidas a aquecimento

por contacto com alumínio fundido na face externa (figura 23 a), elevadas por ação do

braço pneumático (perdendo o contacto com o fundido) e refrigeradas por passagem de

38

a) b)

água na face interna (figura 23 b). Antes do início de um novo ciclo térmico, a água de

arrefecimento foi expelida por descargas de ar comprimido através do tubo de alimentação

(figura 23 b).

Toda a sequência (figura 24) foi completamente controlada por um autómato, cujo

programa foi desenvolvido no âmbito deste trabalho.

Figura 23 - Ensaio de fadiga térmica. a) A caixa contacta com o alumínio. b) A amostra é

elevada e refrigerada com água.

Figura 24 - Sequência de operações envolvidas nos ensaios de fadiga térmica.

Para o ajuste dos parâmetros de trabalho, as temperaturas no interior da amostra

durante o contacto com o alumínio foram medidas com um termopar tipo K. Esta operação

permitiu determinar que, após 30 s de contacto da amostra com o fundido de alumínio,

Contacto com o

alumínio

Elevação da peça

Refrigeração com água

Remoção da água com ar comprimido

Descida da peça

39

ocorria o equilíbrio térmico entre as duas faces, a aproximadamente 660ºC. O tempo de

arrefecimento até 40 ºC da superfície que contactou com o alumínio foi de 20 s (tabela 6).

Tabela 8 – Duração de cada etapa dos ensaios de fadiga térmica.

Etapa Duração (s)

Contacto com alumínio 30

Refrigeração com água 20

Passagem de ar comprimido 2 x 7

Tempo de ciclo 69

Os valores apresentados na tabela anterior pretendem simular o ciclo fabril de

aquecimento/arrefecimento suportado pelas lingoteiras.

3. Caracterização do material

3.1 Caracterização microestrutural

A caracterização microestrutural das amostras, antes e após os ensaios de fadiga

térmica, foi realizada por microscopia ótica (MO), microscopia eletrónica de varrimento

(SEM) e microscopia eletrónica de transmissão (TEM).

Nas observações por MO foi utilizado um microscópio Janaphot 2000 equipado

com um sistema digital de aquisição de imagem (figura 25).

Figura 25 - Microscópio ótico Janaphot 2000 utilizado na caracterização microestrutural.

40

A caracterização microestrutural por microscopia eletrónica foi realizada com um

microscópio eletrónico de varrimento SU-70 e com um microscópio eletrónico de

transmissão Hitachi H9000, equipados com detetor de dispersão de energia (EDS).

As amostras utilizadas nestes ensaios foram obtidas por corte arrefecido com água,

utilizando uma serra de fita Pirra HF250, seguido de polimento com lixas de carboneto de

silício (SiC) e pastas de diamante com granulometria progressivamente menores, tendo a

última 1 µm. Neste processo, foram utilizados equipamentos de polimento Metaserv 200 e

Struess Rotopol-V (figura 26). As amostras preparadas para TEM foram obtidas por corte,

com um punção, de discos de 3 mm de diâmetro, seguido de polimento eletrolítico em

ambas as faces até à perfuração, utilizando uma tensão de 35 V e uma solução constituída

por 5% de ácido perclórico concentrado e éter etilenoglicol monobutílico.

A revelação da microestrutura para MO e SEM foi conseguida por ataque químico

através da imersão da amostra polida durante 15 segundos numa solução constituída por

2% (vol) de ácido nítrico concentrado a 60% e álcool etílico (Nital 2%).

Figura 26 - Equipamentos utilizado no polimento das amostras.

3.2 Caracterização mecânica

3.2.1 Ensaios de dureza

Os ensaios de dureza Vickers foram efetuados num macrodurómetro Zwick/Roell

ZHV (figura 27), aplicado uma carga de 10 kgf durante 15 s.

41

Figura 27 - Equipamento para medição de durezas Zwick/Roell ZHV.

As medições foram efetuadas, em amostras polidas segundo as condições descritas

em 3.1, utilizando um indentador de diamante com geometria piramidal quadrangular, e

ângulo entre as faces de 136º. A impressão resultante foi observada através de um sistema

ótico de aquisição de imagem, permitindo medir as diagonais da indentação, cujos valores

foram utilizados para calcular a dureza Vickers através da seguinte equação:

onde P é a carga aplicada em kgf e d é a média das diagonais em mm. No tratamento

estatístico dos dados para determinação dos erros relativos associados às medições foi

calculada a média de 10 valores e o respetivo desvio padrão para um intervalo de confiança

de 95%.

3.2.2 Ensaios de tracção uniaxial

Os ensaios de tração uniaxial foram realizados em peças cortadas na empresa

Duritcast por eletroerosão da parte inferior (que contactou com o fundido de alumínio e

com água) de amostras utilizadas nos ensaios de fadiga térmica. As peças resultantes

foram, de seguida, cortadas de forma a obter dois provetes: um contendo a face que

contactou com o alumínio fundido e outra contendo a face arrefecida com água (figura 28 e

29).

42

Figura 28 - Obtenção dos provetes utilizados nos ensaios de tração uniaxial. A face vermelha

representa a face da amostra utilizada nos ensaios de fadiga térmica que contactou com alumínio

fundido e a face azul representa a face que contactou com a água de arrefecimento.

Figura 29 - Dimensões dos provetes utilizados nos ensaios de tracção uniaxial.

Os ensaios mecânicos foram efetuados à temperatura ambiente a taxa de

deformação de 5 mm/min, utilizando uma máquina de tração Shimadzu TM AG-50KNG,

equipada com videoextensómetro Messphysic ME 46 NG e uma célula de carga de 50 kN.

Foram ensaiados 6 provetes de cada amostra.

43

4. Simulação pelo método dos Elementos Finitos

As simulações pelo MEF foram efetuadas com recurso ao programa comercial

Solidwoks versão 2007 SP4.0 executado num computador PC com sistema operativo

Microsoft Windows XP.

4.1. Modelação

Na figura 30 são apresentados os modelos 3D das lingoteiras e das amostras

utilizadas nos ensaios de fadiga térmica. De referir que o modelo da lingoteira foi

construído com base nas informações dimensionais fornecidas pela empresa Duritcast.

Figura 30 - Representação dos modelos 3D da a) lingoteira e b) das amostras utilizadas nos


4.2. Discretização do modelo

Após obtenção dos modelos 3D, procedeu-se à sua discretização através da

definição de uma malha tetraédrica (figura 31) contendo 11440 elementos / 19757 nós, no

caso da lingoteira e 7495 elementos / 12543 nós, no caso da caixa.

Figura 31 – Modelos 3D após discretização da a) lingoteira e b) das amostras utilizadas nos


a) b)

a) b)

44

4.2. Condições fronteira

As condições fronteira aplicadas em ambos os modelos foram as seguintes:

Lingoteira: no processo industrial, as lingoteiras são fixas em pelo menos uma

extremidade à cadeia de produção. Esta condição foi imposta através de uma

restrição ao movimento do modelo numa das extremidades (figura 32).

Figura 32 - Restrições impostas à lingoteira nos cálculos pelo MEF.

Como condições iniciais para os cálculos na etapa de aquecimento, considerou-se

que a temperatura da parede interior e exterior da lingoteira eram, respetivamente,

660 ºC (temperatura do alumínio líquido) e 25 ºC. Admitiu-se também que o calor

transferido do alumínio líquido para a lingoteira e da lingoteira para o ar ocorria por

convecção com coeficientes de transferência de calor (h) iguais a 60000 W/m2K e 5

W/m2.K, respetivamente. No arrefecimento, considerou-se que a temperatura da

água de refrigeração era de 25 ºC e que o coeficiente de transferência de calor por

convecção da lingoteira para a água era igual a 6000 W/m2K. Na figura 33 são

apresentadas as superfícies da lingoteira consideradas na transferência de calor por

convecção.

45

Figura 33 - a) Representação das faces da lingoteira envolvidas na transferência de calor por

convecção a) faces internas e b) faces externas.

Amostra utilizada nos ensaios de fadiga térmica: nestes cálculos foram utilizadas as

mesmas condições fronteira definidas para a lingoteira, tendo em consideração que

a face em contacto com o alumínio foi a face externa da caixa. Dado que as

amostras utilizadas nos ensaios de fadiga térmica foram previamente seladas por

uma tampa metálica, em todas as simulações foram consideradas as restrições

impostas pela presença desta peça.

4.3 Propriedades do material

Nos cálculos efetuados pelo MEF admitiu-se que o material (aço WC6) apresentava

as propriedades reunidas na tabela seguinte:

Tabela 9 - Propriedades mecânicas presentes na base de dados do programa de simulação para

um aço de vazamento genérico (valores obtidos de tabelas internas do programa Solidwoks).

Propriedade Valor

Módulo de Elasticidade 200 GPa

Coeficiente de Poisson 0,35

Módulo de elasticidade transversal 76 GPa

Densidade 7800 kg/m3

Tensão de rotura 483 MPa

Tensão de cedência 248 MPa

Coeficiente de expansão térmica 1,2 x 10-5

K-1

Condutividade térmica 30 W/m.K

Calor específico 500 J/kg.K

a) b)

46

4.4. Simulação

Depois das condições fronteira e das propriedades do material serem definidas,

procedeu-se ao cálculo da variação da temperatura e das tensões térmicas desenvolvidas

em cada ponto da lingoteira e das amostras. Estes cálculos foram realizados considerando o

regime transiente e um incremento de tempo igual a 0,5 s (sendo o primeiro resultado

obtido para o instante 0,5 s) até 120 s (240 s por ciclo térmico).

4.5. Análise

Após a conclusão da simulação, procedeu-se à análise dos resultados obtidos. As

tensões calculadas foram expressas na forma de valores equivalentes segundo von Mises.

47

IV. Resultados e Discussão

1. Material inicial

1.1. Aço bruto de vazamento

Na figura 34 é apresentada a imagem obtida por MO numa amostra de aço bruto de

vazamento (lingoteira não tratada termicamente), onde se pode identificar a microestrutura

dendrítica, típica de aços vazados. O valor médio de dureza obtido a partir de medidas em

diferentes pontos da amostra foi 262 ± 20 HV.

Figura 34 - Imagem obtida por MO da microestrutura do aço bruto de vazamento.

1.2. Material após tratamento térmico T0

Na figura 35 é apresentada a curva nominal tensão – deformação apresentada pelo

aço bruto de vazamento após tratamento térmico realizado pela empresa Duritcast

(tratamento térmico T0). O material apresenta um comportamento mecânico típico de um

aço carbono hipoeutectoide de baixa liga. A tensão de limite de elasticidade, de 327 ± 3

MPa, é um pouco superior ao valor indicado na norma ASTM A217/A217M – 02 (275

MPa) [9]. Pelo contrário a tensão de rotura de 639 ± 3 MPa é compatível com a gama de

valores tabelados (tabela 5).

48

Figura 35 - Curva tensão nominal - deformação nominal apresentada pelo aço WC6 após

tratamento térmico T0.

A dureza apresentada pelo aço é de 190 ± 13 HV. Este valor é inferior ao

apresentado pelo aço bruto de vazamento, podendo esta diferença ser justificada com base

nas alterações microestruturais observadas. Com efeito, as observações por MO realizadas

no material após tratamento térmico (figura 36) permitirem verificar a presença de uma

microestrutura mais heterogénea, constituída por ferrite (áreas claras) e perlite (áreas

escuras).

Figura 36 - Imagem obtida por MO da microestrutura do material após tratamento térmico T0.

0

100

200

300

400

500

600

700

0 0,05 0,1 0,15 0,2

σ(M

Pa)

ε

49

1.3. Material após tratamento térmico T1

A curva tensão nominal - extensão nominal do material após tratamento térmico T1

(figura 37) é, caracterizada por valores de tensão limite de elasticidade e de rotura iguais a

470 ± 7 MPa e 678 ± 3 MPa, respetivamente. Para efeitos comparativos é apresentada na

figura, também, a curva do material após tratamento térmico T0. Estes ensaios mostram

que os tratamentos térmicos T0 e T1 conduzem a comportamentos mecânicos

relativamente semelhantes. Isto significa que o tratamento térmico T1 pode, em primeira

aproximação, ser utilizado a nível laboratorial para substituir o tratamento térmico T0,

realizado pela empresa nas lingoteiras. Esta conclusão é reforçada pela semelhança dos

valores globais de dureza registados após ambos os tratamentos térmicos (190 ± 13 HV,

para T0, e 198 ± 12 HV, para T1). É de referir que este último valor é o resultado de uma

média de medidas realizadas em diferentes pontos ao longo da espessura da amostra.

Como se pode observar (figura 38), o material apresenta uma diminuição de dureza

próxima das faces. Isto pode ser justificado por uma possível descarburização do aço

devido utilização de uma atmosfera não controlada (atmosfera ar) durante os tratamentos

térmicos realizados. Esta hipótese é confirmada pelas observações microestruturais

realizadas em diferentes pontos do perfil da amostra (figura 39) que mostram uma

diminuição progressiva da quantidade de perlite próximo de ambas as superfícies da

amostra. No entanto, esta camada de depleção de carbono restringe-se a uma profundidade

de, 200 – 300 μm das superfícies, sendo a microestrutura característica do interior da

amostra apresentada na figura 40. Como era esperado, a microestrutura após T1 é

semelhante à obtida após T0 (figura 36). No entanto, a amostra após T1 apresenta um

tamanho de grão de ferrite inferior e perlite mais finamente dispersa, o que justifica o

aumento de dureza registado nesta amostra.

50

Figura 37 - Curva tensão nominal - extensão nominal do aço WC6 após tratamento T1. Para

efeitos comparativos a curva após tratamento térmico T0 é também apresentada.

Figura 38 - Perfil de durezas ao longo da secção da amostra após tratamento térmico T1.

Figura 39 - Imagens obtidas por MO da microestrutura do material em diferentes pontos da

secção da amostra após tratamento térmico T1. a) e c) Faces externas; b) interior da amostra.

0

100

200

300

400

500

600

700

800

0 0,05 0,1 0,15 0,2

σ(M

Pa)

ε

T0

T1

a) b) c)

51

Figura 40 - Imagem obtida por MO da microestrutura do material após tratamento térmico T1.

1. Efeito dos ciclos térmicos

2.1. Simulação pelo método dos elementos finitos

2.1.1. Lingoteira

Na figura 41 é apresentado o modelo 3D da lingoteira. Na figura são identificadas

as faces interna e externa em contacto com, respetivamente, o alumínio fundido e a água de

arrefecimento durante a operação de lingotamento.

Figura 41 - Modelo 3D da lingoteira. Face interna a vermelho e face externa a azul.

52

Com o objetivo de analisar as tensões desenvolvidas durante os ciclos térmicos a

que as lingoteiras estão sujeitas em serviço, foram realizados cálculos pelo método dos

elementos finitos, tendo como base o modelo 3D apresentado na figura anterior. Para

simplificar a análise, este estudo foi dividido em duas etapas distintas: a etapa de

aquecimento, correspondendo ao momento desde o contacto do fundido de alumínio com a

face interna da lingoteira, aquecimento progressivo até à uniformização da temperatura da

peça; e a etapa de arrefecimento, correspondendo ao contacto do fluido de arrefecimento

com a superfície externa da lingoteira e diminuição progressiva da temperatura até à sua

uniformização.

2.1.1.1. Comportamento na etapa de aquecimento

Nas figuras 42 e 43 são apresentadas as evoluções da temperatura em ambas as

faces da lingoteira com o tempo após o contacto com o alumínio fundido. Como era

esperado, ambas as figuras mostram um aumento da temperatura da peça com o tempo,

sendo esta variação mais acentuada para a face interna da peça. Após 120 s, ambas as faces

apresentam temperaturas semelhantes (660 º C, temperatura do fundido) o que traduz a

situação de equilíbrio térmico. Uma consequência direta da diferença de temperatura entre

as duas faces em cada instante do processo até à uniformização térmica é o

desenvolvimento de tensões na peça. Com efeito, a análise das figuras 44 a 46 mostra que

ocorre uma evolução do valor de tensão em cada ponto da lingoteira com a sua localização

e tempo de aquecimento. Para ambas as faces, observa-se um aumento muito acentuado da

tensão nos instantes iniciais, seguido de uma redução progressiva até um valor quase nulo

ao fim de 120 s. Nesta etapa o valor máximo absoluto ocorre após 2 s (tensões

compressivas na face interna) e 6 s (tensões trativas na face externa), que ultrapassa a

tensão limite de elasticidade 275 MPa do aço WC6 (tabela 5). Isto sugere que as tensões

térmicas desenvolvidas durante o aquecimento são suficientemente elevadas para

provocarem a deformação plástica da lingoteira. Tendo em conta as imagens nas figuras 45

e 47, esta deformação plástica será mais intensa nos locais da face interna com curvatura

(identificados na figura 45) e, em menor amplitude, em toda a face externa. Entre as duas

superfícies desenvolvem-se um gradiente de tensões (figura 48).

53

Figura 42 - Evolução da temperatura da face interna da lingoteira com o tempo de aquecimento,

prevista pelo MEF.

Figura 43 - Evolução da temperatura da face externa da lingoteira com o tempo de aquecimento,

prevista pelo MEF.

460

500

540

580

620

660

700

0 20 40 60 80 100 120

Tem

per

atu

ra (

ºC)

Tempo (s)

0

100

200

300

400

500

600

700

0 20 40 60 80 100 120

Tem

per

atu

ra (

ºC)

Tempo (s)

54

Figura 44 - Evolução do valor médio da tensão térmica com o tempo de aquecimento, previsto

pelo MEF para a face interna da lingoteira. As tensões compressivas e trativas são representadas

por valores negativos e positivos, respetivamente.

Figura 45 - Distribuição espacial das tensões térmicas, prevista pelo MEF para a face interna da

lingoteira após 2 s de aquecimento. As setas identificam alguns locais da lingoteira que

desenvolvem tensões de maior amplitude.

-1200

-1000

-800

-600

-400

-200

0

0 20 40 60 80 100 120σ

eq (

MP

a)

Tempo (s)

55


pelo MEF para a face externa da lingoteira. Tensões compressivas e trativas são representadas por

valores negativos e positivos, respetivamente.

Figura 47 - Distribuição espacial das tensões térmicas, prevista pelo MEF para a face externa da

lingoteira após 6 s de aquecimento.

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

0 20 40 60 80 100 120

σeq (

MP

a)

Tempo (s)

56

Figura 48 - Distribuição espacial das tensões térmicas, prevista pelo MEF para a secção da

lingoteira após 2 s de aquecimento.

É importante referir que a ferramenta numérica utilizada nos cálculos anteriores

(Solidwoks) considera que a deformação do material é puramente elástica. Nestas

condições, a tensão prevista pelo modelo (σ’’) para um dado valor de deformação (ε’) será

bastante superior ao efetivamente experimentado (σ’) pelo material se for considerado

também a sua deformação plástica (figura 49).

Figura 49 - Valores de tensão, para um dado valor de deformação (ε’) se o comportamento

mecânico do material incluir (σ’) ou não (σ’’) o regime de deformação plástico.

57

2.1.1.2. Comportamento na etapa de arrefecimento

A evolução da temperatura na face interna e externa durante a etapa de

arrefecimento é apresentada nas figuras 50 e 51, respetivamente. A comparação dos

resultados permite verificar que ocorre um arrefecimento mais rápido da face externa do

que da face interna da lingoteira. O gradiente de temperatura entre as duas faces traduz-se

em tensões térmicas (trativas na face externa e compressivas na face interna), cuja

distribuição espacial e evolução com o tempo é apresentada na figura 52 a 55. O

andamento das curvas tensão – tempo (figuras 52 e 54) é semelhante ao previsto para o

aquecimento, sendo os valores máximos absolutos suficientemente elevados para, também,

provocarem a deformação plástica da lingoteira. A diminuição dos valores máximos

absolutos da tensão em ambas as faces, relativamente aos valores calculados durante a

etapa de aquecimento, podem ser justificados por constrangimentos de natureza geométrica

que condicionam a deformação da peça e consequentemente, contribuem para o estado de

tensão desenvolvido durante o aquecimento e o arrefecimento. Para comprovar esta

hipótese realizaram-se cálculos adicionais, utilizando como modelo uma chapa plana e as

mesmas condições fronteira impostas à lingoteira. Os resultados obtidos (figuras 56 e 57)

mostram que, neste caso, os valores absolutos de tensão gerada em ambas as faces são

iguais e, consequentemente, que as diferenças registadas para a lingoteira se devem a

constrangimentos devido à sua geometria.

Relativamente à distribuição espacial das tensões obtiveram-se resultados

semelhantes no aquecimento e no arrefecimento, sendo os locais da face interna com

curvatura onde se verificam os maiores valores absolutos.

58


arrefecimento, prevista pelo MEF.


arrefecimento, prevista pelo MEF.

0

100

200

300

400

500

600

700

0 20 40 60 80 100 120

Tem

per

atu

ra (

ºC)

Tempo (s)

0

100

200

300

400

500

600

700

0 20 40 60 80 100 120

Tem

per

atu

ra (

ºC)

Tempo (s)

59

Figura 52 - Evolução do valor médio da tensão térmica com o tempo de arrefecimento, previsto

pelo MEF para a face interna da lingoteira. As tensões compressivas e trativas são representadas

por valores negativos e positivos, respetivamente.


lingoteira após 8 s de arrefecimento.

-600

-500

-400

-300

-200

-100

0

0 20 40 60 80 100 120

σeq (

MP

a)

Tempo(s)

60


pelo MEF para a face externa da lingoteira. Tensões compressivas e trativas são representadas por



lingoteira após 7 s de arrefecimento.

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

0 20 40 60 80 100 120

σeq (

MP

a)

tempo (s)

61

Figura 56 - Distribuição espacial das tensões térmicas, prevista pelo método dos elementos

finitos para uma chapa após 5 s de aquecimento.

Figura 57 – Evolução do valor médio de tensão com o tempo de arrefecimento previsto pelo

MEF em ambas as faces de uma chapa.

-2

-1,5

-1

-0,5

0

0,5

1

1,5

2

0 10 20 30 40

σeq (

MP

a)

Tempo (s)

face quente

face fria

62

2.1.2 Amostra de ensaio de fadiga térmica

Na figura 58 é apresentado o modelo 3D das amostras utilizadas nos ensaios de

fadiga térmica. De forma semelhante ao anteriormente definido para a lingoteira, a análise

pelo MEF do comportamento destas amostras durante os ciclos térmicos foi dividida em

duas etapas: a etapa de aquecimento e a etapa de arrefecimento. De lembrar que a face que

contacta com o alumínio é, agora, a face externa e a face que sofre o arrefecimento pela

água é a face interna.

Figura 58 - Modelo 3D das amostras utilizadas nos ensaios de fadiga térmica. Face externa a

vermelho e face interna a azul.

2.1.2.1. Comportamento na etapa de aquecimento

As figuras 59 e 60 representam a evolução da temperatura com o tempo de

aquecimento prevista para a face externa e interna das amostras, respetivamente. Estes

resultados são semelhantes aos obtidos para a lingoteira, sendo as diferenças observadas

devido à geometria e dimensões distintas. Também, a tensão média da face externa (figura

61) evolui com o tempo de forma semelhante à observada na face interna da lingoteira

(figura 44). No entanto, a evolução da tensão na face externa da amostra (figura 63)

apresenta um comportamento diferente, caracterizado por uma oscilação no período inicial

de aquecimento. Este fenómeno pode ser atribuído às restrições geométricas impostas pelas

paredes da caixa à livre deformação da sua base, como comprovam os resultados das

simulações realizadas para a chapa plana (figuras 56 e 57).

Relativamente aos valores máximos absolutos de tensão em ambas as faces, estes

superam a tensão limite de elasticidade (470 MPa) determinada nos ensaios de tração

63

realizados ao aço após tratamento térmico T1. Isto significa que, à semelhança da

lingoteira, as faces da amostra sofrem deformação plástica durante o aquecimento por ação

de tensões térmicas (trativas na face interna e compressivas na face externa). Em termos de

distribuição espacial, estes valores máximos ocorrem na zona central das faces.

Figura 59 - Evolução da temperatura da face externa da amostra com o tempo de aquecimento,

prevista pelo MEF.

Figura 60 - Evolução da temperatura da face interna da amostra com o tempo de aquecimento,

prevista pelo MEF.

500

540

580

620

660

700

0 20 40 60 80 100 120

Tem

per

atu

ra (

ºC)

Tempo (s)

0

100

200

300

400

500

600

700

0 20 40 60 80 100 120

Tem

per

atu

ra (

ºC)

Tempo (s)

64


pelo MEF para a face externa da caixa. As tensões compressivas e trativas são representadas por



caixa após 0,5 s de aquecimento.

-1000

-900

-800

-700

-600

-500

-400

-300

-200

-100

0

0 20 40 60 80 100 120

σeq

(MP

a)

Tempo (s)

65


pelo MEF para a face interna da caixa. As tensões compressivas e trativas são representadas por



caixa após 20 s de aquecimento.

2.1.2.2. Comportamento no arrefecimento

Os resultados previstos na simulação pelo MEF para a evolução da temperatura e

tensão durante o arrefecimento da amostra são apresentados nas figuras 65 a 70. A

0

50

100

150

200

250

300

350

400

0 20 40 60 80 100 120

σeq (

MP

a)

Tempo (s)

66

principal diferença relativamente aos resultados obtidos para a lingoteira é o reduzido valor

absoluto da tensão máxima na face externa. Como se pode verificar na figura 67, a tensão

compressiva máxima registada é inferior à tensão limite de elasticidade (470 MPa) pelo

que a acomodação da tensão gerada durante o arrefecimento da face externa da amostra

deverá ocorrer sem deformação plástica. Esta redução da tensão pode ser justificada pela

menor restrição imposta pelas paredes da peça à expansão da face externa. Na realidade

este efeito geométrico deverá ocorrer nas amostras e nas lingoteiras, justificando assim um

aumento dos valores médios absolutos de tensão na face interna de ambas as peças, tal

como preveem os cálculos pelo MEF.

Figura 65 - Evolução da temperatura da face externa da amostra com o tempo de arrefecimento,

prevista pelo MEF.

Figura 66 - Evolução da temperatura da face interna da amostra com o tempo de arrefecimento,

prevista pelo MEF.

0

100

200

300

400

500

600

700

0 20 40 60 80 100 120

Tem

per

atu

ra (

ºC)

Tempo (s)

0

100

200

300

400

500

600

700

0 20 40 60 80 100 120

Tem

per

atu

ra (

ºC)

Tempo (s)

67


pelo MEF para a face externa da caixa. As tensões compressivas e trativas são representadas por



caixa após 4 s de arrefecimento.

-200

-180

-160

-140

-120

-100

-80

-60

-40

-20

0

0 20 40 60 80 100 120

σeq (

MP

a)

Tempo(s)

68


pelo MEF para a face interna da caixa. As tensões compressivas e trativas são representadas por



caixa após 0,5 s de arrefecimento.

2.2. Comportamento mecânico e análise microestrutural

Para avaliar o efeito dos ciclos térmicos no comportamento mecânico do aço WC6,

procedeu-se à caracterização mecânica e microestrutural de amostras submetidas a ensaios

de fadiga térmica após tratamento térmico (T1). A figura 71 reúne as curvas nominais de

tensão – deformação exibidas pelas amostras inicial e após 2000 e 5000 ciclos térmicos.

0

100

200

300

400

500

600

700

0 20 40 60 80 100 120

σeq (

MP

a)

Tempo (s)

69

Para as amostras submetidas a fadiga térmica foram ensaiados provetes retirados da face

em contacto com o alumínio e com a água. Os valores tensão de limite de elasticidade,

módulo de elasticidade, tensão de rotura e deformação uniforme registada em cada ensaio

são apresentados na tabela 8, que reúne também os valores médios de dureza.

Figura 71 - Curva tensão nominal - extensão nominal do aço após tratamento

térmico T1 e 2000 e 5000 ciclos térmicos. Para efeitos comparativos é apresentada a curva

após tratamento térmico T1. Na figura também é identificado as faces (alumínio e água)

correspondentes aos ensaios.

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

0 0,05 0,1 0,15 0,2

σ(M

Pa)

ε

T1/0

T1/2000 Al

T1/2000águaT1/5000 Al

T1/5000água

70

Tabela 10 - Efeito do número de ciclos e do tratamento térmico nas propriedades mecânicas do

material. Valores nominais de tensão e deformação.

Tratamento Dureza

(HV)

Tensão limite

elasticidade (MPa) Módulo de

elasticidade

(GPa)

Tensão de rotura

(MPa)

Deformação

uniforme x10-2

Face Al Face Água Face

Al

Face

Água

Face

Al

Face

Água

T1/0 198 ±12 470±7 216 678±3 8,8±0,1

T1/2000 204±9 577±7 568±8 216 731±22 730±7 7,4±0,3 7,3±0,1

T1/5000 226±9 589±7 628±4 216 744±11 769±16 6,4±0,3 6,1±0,3

A análise dos resultados permite verificar um aumento de tensão limite de

elasticidade, tensão de rotura e dureza acompanhada por uma diminuição da deformação

uniforme, com o número de ciclos térmicos impostos ao material. Em particular a face

arrefecida com a água da amostra submetida a 5000 ciclos (T1/5000 água) apresenta uma

tensão de deformação superior à amostra correspondente que contactou com o alumínio

fundido (T1/5000 Al). Para investigar esta diferença determinou-se o valor de dureza ao

longo da espessura da amostra após ciclos térmicos (figuras 72 e 73) que mostrou um

aumento na face da peça submetida a 5000 ciclos que contactou com a água. Pelo

contrário, após 2000 ciclos a dureza praticamente não varia ao longo de secção da amostra.

Estes resultados são consistentes com o nível das curvas σ - ε registado para as amostras

T1/2000 e T1/5000 (valores praticamente iguais entre T1/2000 água e T1/2000 Al e

aumento para a amostra T1/5000 água, relativamente a T1/5000 Al).

71

Figura 72 - Perfil de durezas ao longo da secção da amostra de aço com tratamento térmico T1

após 2000 ciclos de fadiga térmica.

Figura 73 - Perfil de durezas ao longo da secção da amostra de aço com tratamento térmico T1

após 5000 ciclos de fadiga térmica.

Um resultado que merece ser analisado é o aumento observado da tensão de tração

e da dureza com o número de ciclos térmicos. Uma possível explicação para este efeito é a

ocorrência de precipitação de carbonetos durante os ciclos térmicos impostos ao material.

Este processo é descrito na bibliografia como sendo o principal mecanismo de

72

endurecimento nos aços Cr–Mo [8]. De facto, é possível que a temperatura do alumínio

líquido seja suficientemente elevada para promover o revenido e, consequente, a

precipitação de carbonetos, que se traduz num aumento da dureza do material. Para

confirmar esta hipótese, procedeu-se a análises microestruturais por microscopia ótica e

eletrónica das amostras (figuras 74 a 77). Estas observações permitiram verificar uma

evolução pouco significativa da microestrutura, que se caracteriza essencialmente por uma

maior uniformização na distribuição da cementite na matriz ferrítica (figuras 40 e de 74 a

77). Análises de EDS efetuadas em diferentes pontos das amostras não permitiram

confirmar a presença de carbonetos de molibdénio ou crómio, provavelmente por

apresentarem dimensões muito reduzidas. Por esta razão, submeteu-se uma amostra de aço

WC6 após tratamento térmico T1 (T1/0) a um revenido prolongado de 24 horas a 660 ºC.

A microestrutura apresentada por esta amostra (figura 78) revela um aumento do tamanho

e maior uniformidade na distribuição das fases presentes. Porém, não foi possível

identificar por EDS carbonetos de Cr e/ou Mo por SEM-EDS nem por TEM-EDS (figura

79), Embora fosse de esperar que o tratamento térmico de revenido prolongado

promovesse o crescimento dos precipitados, facilitando a sua deteção. Assim os resultados

obtidos sugerem que a precipitação de carbonetos não deverá contribuir significativamente

para o endurecimento observado nas amostras submetidas a ciclos térmicos. Isto obrigou

que fosse considerado outro mecanismo para explicar o aumento da dureza do material

durante os ciclos térmicos: o encruamento devido à deformação plástica resultante das

tensões térmicas. De facto, esta hipótese é confirmada pelas observações microestruturais

realizadas por TEM nas amostras T1/0 e T1/5000 (figuras 80 e 81). Na realidade, as

microestruturas apresentadas por estas amostras são substancialmente diferentes no que diz

respeito à densidade de deslocações. Mais concretamente, a amostra não submetida a ciclos

térmicos (T1/0) apresenta-se praticamente isenta de deslocações, que é consistente com o

facto de não ter sido submetida a ciclos térmicos. Pelo contrário, a amostra submetida a

5000 ciclos apresenta uma elevada densidade de deslocações que comprovam que a

amostra foi submetida a valores de deformação plástica relativamente elevados.

Consequentemente, estes resultados sugerem que o aumento da tensão de deformação e de

dureza do aço WC6 durante os ensaios de fadiga térmica é devido ao encruamento

provocado pelas tensões térmicas geradas durante as etapas de aquecimento e

arrefecimento das amostras. Admitindo que, para um número de ciclos térmicos superior

73

ao testado (5000) continua a ocorrer um encruamento crescente do material, a falha em

serviço das lingoteiras pode ser justificada com base na redução da deformação uniforme e,

consequentemente, aumento da probabilidade de iniciação e de propagação de fissuras,

devido ao encruamento por ação das tensões térmicas geradas durante o processo de

lingotamento.

Figura 74 - Imagem obtida por MO da microestrutura do aço tratado com T1 após 2000 ensaios

de fadiga térmica.

Figura 75 - Imagem obtida por MO da microestrutura do aço tratado com T1 após 5000 ensaios

de fadiga térmica.

74

Figura 76 - Imagem obtida por SEM da microestrutura do material após tratamento T1.

Figura 77 - Imagem obtida por SEM da microestrutura do aço tratado com T1 após 5000


75

Figura 78 - Imagem obtida por SEM da microestrutura do aço tratado com T1 após 24h de

revenido a 660 ºC.

Figura 79 - Imagem obtida por TEM da microestrutura do aço tratado com T1 após 24h de

revenido a 660 ºC.

76

Figura 80 - Imagem obtida por TEM da microestrutura do material após tratamento T1.

Figura 81 - Imagem obtida por TEM da microestrutura do aço tratado com T1 após 5000


77

2.3. Sugestões para prolongar o tempo de vida em serviço das

lingoteiras

Tendo em conta a discussão anterior, propõem-se as seguintes medidas para

aumentar o tempo de vida em serviço das lingoteiras:

1. Seleção de um aço com outra composição. O aço selecionado deverá apresentar

um compromisso favorável entre tensão de limite de elasticidade e ductilidade,

de forma a resistir durante mais ciclos às tensões geradas no processo de

lingotamento. Um aço muito utilizado neste tipo de aplicações é o 2,25Cr –

1Mo. Este material apresenta maior condutividade térmica devido ao maior teor

em molibdénio e, consequentemente, menores valores de tensão desenvolvida

para o mesmo ciclo térmico. Embora esta solução deva conduzir a um aumento

do tempo de vida da lingoteira, tem a desvantagem de ser economicamente

menos interessante.

2. Recurso a tratamentos térmicos de recuperação periódicos. A redução da

densidade de deslocações e, consequentemente, do encruamento das lingoteiras

após um determinado número de ciclos térmicos poderá ser conseguido através

da realização de tratamento térmico de recuperação. Estes tratamentos deverão

ser repetidos periodicamente, permitindo a recuperação da estrutura de

deslocações, o aumento da tenacidade do material e, desta forma, o aumento do

tempo de vida em serviço das lingoteiras.

78

V. Conclusão

Este trabalho foi dedicado ao estudo do efeito da fadiga térmica no tempo de vida

das lingoteiras em aço WC6 produzidas pela empresa Duritcast, para vazamento de

alumínio. As principais conclusões que podem ser extraídas do trabalho são:

1. Foi possível simular pelo método dos elementos finitos os gradientes

térmicos e tensões térmicas desenvolvidas nas lingoteiras e nas amostras

utilizadas nos ensaios de fadiga térmica. Os resultados obtidos permitiram

prever o desenvolvimento de tensões térmicas superiores ao valor limite de

elasticidade do aço WC6 e, consequente, a deformação plástica das peças.

2. Os ciclos térmicos provocaram um aumento de tensão limite de elasticidade,

da tensão de rotura e da dureza, em simultâneo com uma diminuição de

deformação uniforme do aço WC6. A análise microestrutural realizada

permitiu concluir que o principal mecanismo responsável por estas

alterações é o encruamento resultante da deformação plástica, devido às

tensões térmicas geradas nos ciclos térmicos.

3. O mecanismo mais provável de falha em serviço das lingoteiras é a

diminuição da tenacidade associada ao encruamento devido aos elevados

valores de tensões térmicas geradas durante o aquecimento e o

arrefecimento no processo de lingotamento.

4. As simulações pelo método dos elementos finitos permitiram identificar os

locais da lingoteira onde se desenvolvem as tensões térmicas que poderão

conduzir ao início da rotura. No interior da lingoteira desenvolvem-se

tensões compressivas e na face exterior tensões trativas de menor

intensidade. Estas últimas condições favorecem a ocorrência da falha em

serviço por fadiga térmica, uma vez que facilitam a propagação de fissuras.

5. O tempo de vida em serviço das lingoteiras pode ser aumentado através da

substituição do aço WC6 por outro menos suscetível de falha por fadiga

térmica ou através da realização periódica de tratamentos térmicos de

recuperação.

79

VI. Sugestões para trabalhos futuros

Para trabalhos futuros, sugere-se que sejam considerados os seguintes estudos:

Confirmação, através de inspeção e análise de lingoteiras após falha em serviço,

dos locais e dos mecanismos responsáveis pela falha.

Determinação das condições de tratamento térmico de recuperação mais indicadas

para evitar a falha em serviço das lingoteiras.

80

Bibliografia

1. Cleary, P., "3D SPH Simulations of the Aluminium Ingot Casting Process", 3rd

International Conference on CFD in the Minerals and Process Industries, (2003).

2. Coulson, J.M. and J.F. Richardson, "Tecnologia Química - Fluxo de Fluidos,

Transferência de Calor e Transferência de Massa", 4ª ed. Vol. 1º 2004, Fundação

Calouste Goulbenkian, Lisboa, (2004).

3. Smith, W.F., "Princípios de Ciência e Engenharia dos Materiais", 3ª ed.

McGraw-Hill, (1993).

4. Ferreira, J.M.G.C., "Tecnologia da Fundição", 2ª ed., Fundação Calouste

Goulbenkian, (1999).

5. Weronski, A. and T. Hejwowski, "Thermal Fatigue of Metals", CRC Press,

(1991).

6. Seabra, "Metalurgia Geral", Vol. 2, Laboratório Nacional de Engenharia Civil,

(1981).

7. Swinderman, R.W. and W. Ren, "Fatigue and Fracture Resistance of Heat-

Resistant (Cr-Mo) Ferritic Steels", ASM Handboook, (1996).

8. Aggen, G., et al, "Properties and Selection: Irons, Steels, and High Performance

Alloys", Vol. 1, ASM Metals Handbook, (1990).

9. ASTM, "Standard Specification for Steel Castings, Martensitic Stainless and

Alloy, for Pressure-Containing Parts, Suitable for High-Temperature Service",

(2001).

10. Seabra, A.d.P. Loureiro, "Curso Tratamentos Térmicos dos Aços", Vol. 2,

Ordem dos Engenheiros - Conselho Directivo Nacional, (1981).

11. G.F. Vander Voort, "Atlas of Time - Temperature Diagrams for Irons and

Steels", (1991).

12. Barron, R.F. and B.R. Barron, "Design for thermal stresses", John wiley & sons

inc, (2012).

13. Ashby, M., H. Shercliff, and D. Cebon, "Materials Engineering, Science,

Processing and Design", Elsevier, (2007).

14. Wulpi, D.J., "Understandig How Components Fail", 2nd

ed., ASM International,

(1999).

15.Viswanathan, R., "Damage Mechanisms and Life Assessment of High-

Temperature Components", ASM International, (1989).

16. Chen, C.M. and R. Kovacevic, "Joining of Al 6061 alloy to AISI 1018 steel by

combined effects of fusion and solid state welding", International Journal of

Machine Tools and Manufacture, 44, p. 1205–1214, (2004).

17. Filipe Teixeira-Dias, J. Pinho-da-Cruz, R. A. Fontes Valente, R. J. Alves de

Sousa, "Método dos elementos finitos Técnicas de simulação numérica em

engenharia", ETEP, (2007).

81

Anexo

A1. Instalação das linhas de água e ar comprimido

Na figura A.1 é apresentada a imagem do sistema de regulação dos caudais de água

de arrefecimento e ar instalado no equipamento utilizado nos ensaios de fadiga térmica. À

esquerda pode distinguir-se, a electroválvula que regula a entrada de água (seta azul) para a

refrigeração da peça e à direita a electroválvula que regula e entrada de ar (seta branca)

para expulsar a água de refrigeração do interior da caixa. Ambas as linhas têm uma saída

comum.

Figura A1 - Sistema de regulação dos caudias de água de arrefecimento e ar instalado no

equipamento. A seta a azul representa a entrada de água e a seta branca a entrada de ar.

A2. Programação do autómato do sistema

O equipamento de ensaios de fadiga térmica é controlado por um autómato

constituído pelos seguintes componentes:

Entradas: recebem a informação do sistema a controlar.

Unidade central de processamento: interpreta as instruções do programa e, em

função dos estados das entradas, ativa ou desativa as respetivas saídas.

Saídas: enviam informação para os dispositivos atuadores, como motores e

válvulas.

82

Em linguagem de programação, as entradas são representadas por I seguidos por

dois dígitos separados por um ponto (por exemplo, I0.1) e as saídas são representadas de

maneira semelhante, utilizando como letra principal o Q (por exemplo, Q0.1). As entradas

e saídas do sistema utilizadas no presente trabalho são apresentadas na tabela seguinte.

Tabela A.1 - Entradas e saídas do autómato utilizado para o controlo do sistema de

fadiga térmica.

O movimento horizontal e vertical do braço pneumático que prende a amostra foi

controlado por quatro atuadores (electroválvulas) e quatro sensores (figura A.2) através de

um programa cuja a sequência de ações é apresentada na figura A.3.

Figura A.2 - Sistema pneumático utilizado na movimentação horizontal e vertical da amostra

durante os ensaios de fadiga térmica.

Sensor 0

Sensor 3

Sensor 1

Sensor 2

Atuador 0 Atuador 1

Atuador 2

Atuador 3

83

Figura A.3 - Fluxograma em linguagem grafcet da sequência de acções realizadas pelo

autómato.

Temporizador 3

Q

0.7

84

Essencialmente, o diagrama da figura A.3 estipula quais as saídas que o autómato

deverá ativar quando receber a informação das entradas. O estado inicial representa a altura

em que o autómato está inativo, sendo necessário ativar a entrada I0.4 (impor o estado 1)

para iniciar o processo. Para o sistema avançar para este estado é necessário a ativação da

saída Q0.0, levando o braço mecânico para a esquerda, desativando por sua vez a saída

Q0.3 e acionando a entrada I0.0. Quando esta entrada é acionada, o autómato passa para o

estado 2, acionando a saída Q0.3 e obrigando o braço mecânico a transitar para a posição

baixo. Quando esta posição é atingida ocorre ativação da entrada I0.3, que fornece a

instrução para a passagem para o estado 3. A sequência continua até que é atingido o

estado 6, que ativa o estado 1, e o sistema repete o ciclo.

Na figura A.4 é apresentado o programa em linguagem Ladder desenvolvido no

âmbito deste trabalho para o controlo do equipamento de ensaios de fadiga térmica.

85

Figura A.4 - Programa de controlo do equipamento utilizado em ensaios de fadiga térmica

(cont.).

86

Figura A.4 (cont.) - Programa de controlo do equipamento utilizado em ensaios de fadiga

térmica (cont.).

87

Figura A.4 (cont.) - Programa de controlo do equipamento utilizado em ensaios de fadiga

térmica.

Documents

TIAGO FILIPE Fadiga térmica em lingoteiras para vazamento ... · Solidificação do alumínio e suas ligas ... ligas de níquel e cobalto sujeitas a ensaios de fadiga ... selagem